Характерные типы дефектных субструктур в металлических сплавах при облучении мощными ионными пучками и интенсивной пластической деформации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ6 од

1 а дзг

На правах рукописи

Третьяк Мария Викторовна

\РАКТЕРНЫЕ ТИПЫ ДЕФЕКТНЫХ СУБСТРУКТУР В МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ ПРИ ОБЛУЧЕНИИ МОЩНЫМИ ИОННЫМИ ПУЧКАМИ И ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

01.04.07 - физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ Диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 2000

Работа выполнена в Сибирском ордена Трудового Красного Знамени физико-техническом институте им. В.Д. Кузнецова при Томском государственном университете.

Научные руководители: заслуженный деятель науки и техники РФ,

доктор физ.-мат. наук, профессор КОРОТАЕВ А. Д.

доктор фйз.-мат. наук, профессор ТЮМЕНЦЕВ А. Н.

Официальные оппоненты: доктор физ.-мат. наук, профессор

ДУДАРЕВЕ.Ф.

кандидат физ.-мат. наук, доцент ШАРКЕЕВ Ю. П.

Ведущая организация: Томский государственный архитектурно-

строительный университет, г. Томск

Защита состоится " 22 " ИЮНЯ 2000 г. на заседании диссертационного совета К 0.63.53.05 по присуждению ученой степени кандидата физико-математических наук в Томском государственном университете по адресу: 634010, г. Томск, пр. Ленина, 36.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Томского государственного университета.

Автореферат разослан МАЯ 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат физ.-мат. наук

-¿Д-эсагАЛД Анохина И. Н.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Необходимость получения материалов с новыми физическими и аническими свойствами повлекла за собой разработку отличных от традиционных мето-модификации свойств металлов и сплавов, основанных на интенсивных внешних воздей-иях, к которым, в частности, относятся обработки концентрированными потоками энер-с использованием пучков заряженных частиц, плазмы или лазерного облучения и методы енсивной пластической деформации (ИПД).

Характерные для таких способов воздействия высокий уровень энерговложения, ьшие скорости протекания газодинамических и термо-механических процессов в случае окоэнергетической лучевой обработки, значительные деформации при относительно низ-температурах и высоких приложенных давлениях в случае ИПД являются условиями, в орых могут качественно измениться механизмы релаксации напряжений с преимуще-:нным развитием коллективных мод такой релаксации и формированием новых высоко-ектных структурных состояний.

Поскольку механизмы формирования таких состояний могут существенно отличаться тйденных при обычных методах деформирования или термообработки, при их изучении, 1Имо чисто прикладных аспектов изучения состояния твердого тела после указанных выше енсивных обработок, возникают интересные задачи фундаментальных исследований. При и чрезвычайно интересным является вопрос о принципиальной возможности формирова-новых высоконеравновесмых дефектных субструктур как в условиях интенсивных внеш-воздействий, так и при традиционных методах обработки. В частности, оказалось, что лективные моды деформации и новые типы субструктур с сочетанием сдвига, поворота кривизны решетки при обычных условиях деформации могут реализоваться в высоко-чных состояниях. В коллективе СФТИ были развиты представления о том, что это яв-гся результатом подавления процессов релаксации локальных напряжений в зонах кон-граторов путем некоррелированного движения дислокаций.

Ограниченные времена релаксации в условиях динамических и квазистатических на-кений, генерируемых мощными ионными пучками (МИП), и глубокие деформации, до-•аемые при использовании методов ИПД, могут также являться факторами подавления токационной релаксации напряжений и реализации высокопрочного состояния, а следо-:льно приводить к активизации мезоуровня пластического течения, эффектам неустойчи-и, локализации деформации и формированию новых, специфических высокодефектных 'ктурных состояний типа субструктур с высокой кривизной кристаллической решетки.

Перечисленные эффекты представляют интерес для исследования как в плане выясне-законо мерностей формирования субструктуры для каждого из указанных типов воздей-1Я, так и обобщения этих закономерностей для различных условий реализации низкой ективиости дислокационной релаксации напряжений.

Цслыо диссертационной работы является экспериментальное исследование особенно-фазово-структурных превращений и закономерностей пластического течения в различ-условиях энергетического воздействия (облучение МИП и ИПД), обеспечивающих низ-эффективность дислокационных (некоррелированным движением дислокаций) механиз-

мов пластического течения и активизацию коллективных мод мезоуровня деформации. 0< общение (с привлечением материалов разного класса и литературных данных) и системам зация этих закономерностей с выявлением характерных типов дефектных субструктур мез! уровня деформации. Анализ основных факторов и возможных механизмов реализации ко. лективных мод пластического течения в указанных выше условиях деформации.

Для достижения этой цели в работе решались следующие задачи:

1. Изучение закономерностей фазовых превращений и кратерообразования в процессе обл; чения МИП гетерофазных ванадиевых сплавов и монокристаллов №зА1. Исследование фаз! вого состава и характерных особенностей дефектной субструктуры внутри и в окрестное! кратеров; анализ возможных механизмов их формирования.

2. Электронномикроскопическое исследование особенностей формирования дефектной су( структуры дисперсно-упрочненного ванадиевого сплава и интерметаллида Ы!зА1 по всей гл; бине зоны модификации МИП. Изучение закономерностей реализации коллективных мс пластического течения в условиях активизации мезоуровня деформации в зонах модифик; ции МИП. Выявление формирующихся в этих условиях характерных типов субструктур и XI рактерных дефектов мезоуровня. Анализ основных факторов и механизмов их формиров; ния.

3. Изучение эволюции дефектной субструктуры сплава на основе №зА1 в процессе ИПД. Вь явление на этой основе основных закономерностей и механизмов коллективных мод фра: ментации кристаллической решетки на разных масштабных уровнях. Полная структурна аттестация формирующихся при этом ультрамелкозернистых (УМЗ) состояний с детальны изучением особенностей дислокационно-дисклинационных субструктур объема и границ 31 рен в материалах с разной дислокационной активностью (№, №зА1).

4. Обобщение результатов исследования закономерностей развития коллективных мод Д| формации в различных условиях интенсивных внешних воздействий (МИП, ИПД). Выявл< ние характерных типов субструктур, формирующихся в указанных выше условиях активиз; ции мезоуровня деформации; их структурная классификация; анализ основных факторов механизмов эволюции дефектной структуры в этих условиях.

Научная новизна.

1. Впервые проведено олектроппомикроскопическое исследование закономерностей кратере образования при облучении МИП сплавов на основе ванадия и МзАК Показано, что внутр и в окрестности кратеров формируется неоднородная дефектная субструктура с высоко плотностью дислокаций и оборванных малоугловых границ, высокими значениями кривизн; кристаллической решетки и локальных внутренних напряжений. Экспериментально обоснс вано преимущественное зарождение кратеров на частицах фаз внедрения в сплавах на осног ванадия. Обнаружено увеличение размеров и снижение плотности кратеров с увеличение плотности мощности ионного пучка и числа импульсов облучения.

2. Установлено, что при облучении МИП сплавов на основе ванадия и №зА1 результате! ограниченных времен релаксации термо-механичсских напряжений в высокоскоростны условиях механического воздействия является активация коллективных мод мезоуровня д< формации, локализация пластического течения и формирование высоконеравновесны

ктурных состоянии с высокой кривизной решетки и высокими локальными внутренними )яжсниями и их градиентами. Проведена структурная классификация формирующихся этом зон локализации деформации, предложены их дислокационно-дисклинацнонные гли.

ссперименталыю выявлены несколько (нано-, микро- и мезо) масштабных уровней фраг-гации субструктуры сплава на основе 1\'ЬА1 в процессе его ИПД кручением под давлени-Проведен анализ механизмов переориентации решетки в формирующемся при этом уль-(елкозернистом (УМЗ) состоянии. Получены доказательства высокой плотности частич-дисопнацим, локализованных в границах зерен высокодефектных субмикрокристаллов. азано, что результатом анизотропии полей смещений при кручении является высокая отропия разориснтировок в указанной выше состоянии.

УМЗ N4, NtзЛI и зонах локализации деформации обработанных МИП сплавов на основе 1! и V обнаружены новые неравновесные структурные состояния с высокой плотностью иц с переменными векторами разорив!ггации и высокой неоднородной (^х^ * 0) кривиз-решстки. Предложены модели этих состояний как плоских скоплений непрерывно рас-.еленных частичных дисклинаций (дислокаций Соиилианы) в границах разориентации и труктур с высокой континуальной плотностью дисклинаций в объеме субмикрозерен и >с локализации деформации.

эказана общность высокодефектных структурных состояний, формирующихся при облу-и МИП и интенсивной пластической деформации. Предложена дисклинационная модель лизации ротационной моды деформации как процесса коллективной релаксации высо-токальных градиентов (моментов) напряжений в указанных выше субструктурах дискли-юнного типа.

шаи и практическая значимость.

олученные в диссертационной работе результаты и развиваемые на их основе дислока-1но-дисклинационные модели высокодефектных субструктур могут быть основой для иза таких вопросов физики прочности и пластичности, как физическая природа активи-и мезоуровня пластического течения, механизмы коллективных (в том числе ротацион-мод деформации, процессы локализации деформации и разрушения в различных усло-механнческого воздействия.

ишые о закономерностях кратерообразования, изменения фазового состава и дефектной груктуры поверхностного слоя при облучении МИП представляют практический интерес эазработке и оптимизации методов ионно-лучевой модификации служебных свойств по-юсти металлических материалов.

зультаты исследования закономерностей фрагментации кристаллической решетки при нсивной пластической деформации и особенностей формирующейся при этом дефектной груктуры объема и границ зерен могут быть использованы при разработке новых техно-й создания нанокристаллических и ультрамелкозернистых металлических материалов и пишу выносится следующие положения:

сспериментально найденные при облучении мощными ионными пучками сплавов на ве V и ЫЬА! закономерности кратерообразования, заключающиеся в увеличении разме-

ров и снижении плотности кратеров с увеличением плотности мощности ионного пуч! числа импульсов; преимущественном зарождении кратеров на частицах фаз внедрения и надиевых сплавах; формировании внутри и в окрестности кратеров неоднородной дефект субструктуры с высокой плотностью дислокаций, оборванных малоугловых гра (дисклинаций) и высокой кривизной кристаллической решетки.

2. В высокоскоростных условиях нагрева-охлаждения поверхностных слоев облучас! мощными ионными пучками сплавов на основе ванадия и N13AI одним из основных меха] мов релаксации термо-механических напряжений является активация коллективных пластического течения и образование зон локализации деформации с сочетанием сдви непрерывными и дискретными разориентациями кристаллической решетки, наличием bl ких локальных напряжений и их градиентов. Результаты аттестации дефектной субструкт на различном расстоянии от поверхности облучения.

3. Обнаруженные в зонах локализации деформации обработанного мощным ионным пуч сплава на основе NbAl новое структурное состояние с высокой неоднородной кривиз кристаллической решетки. Модель этого состояния, как субструктуры с высо континуальной плотностью дисклинаций.

4. Экспериментальное обоснование нано-, микро- и мезомасштабного уровней фрагмента субструктуры сплава на основе N13AI при интенсивной пластической деформации кручен под давлением и формировании ультрамелкозернистого структурного состоя! Характерные типы дефектных субструктур, формирующихся в процессах фрагментации микро- и мезомасштабном уровнях. Высокая анизотропия разориентировок в указан! выше состоянии как результат анизотропии полей смещений при кручении.

5. Общность формирующихся при интенсивной пластической деформации в услов кручения под давлением, равноканалыюм угловом прессовании и локализации деформа при воздействии мощных ионных пучков высокоэнергстических дефектных субструкту кривизной-кручением и дискретными разориентациями решетки дисклинационного п Структурная классификация таких дефектных субструктур и их дислокацион дисклинационные модели.

Апробация работы: Материалы работы доложены и обсуждены на: IV межгосух ственном семинаре "Структурные основы модификации материалов методами нетрадици ных технологий". - Обнинск, Россия - 17-19 июня 1997г.; II Международном семин "Современные проблемы прочности" имени В. А. Лихачева. - Старая Русса, Россия. - 5-9 тября 1998 г.; 12th International Conference on "High-Power Particle Beams - BEAMS'98 Haifa, Israel. - June 1 - 12, 1998; Международном рабочем совещании "Investigation Application of Severe Plastic Deformation". - Moscow, Russia. - August, 2-6, 1999. Опубликс ны тезисы в сборниках информационных материалов этих конференций.

Публикации. По материалам диссертации в международных и российских центра ных журналах и сборниках трудов международных конференций опубликовано восемь с тей. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Построение и объем диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, п

лав и заключения; содержит 55 рисунков, 2таблицы и список цитируемой литературы из 244 наименований. Общий объем диссертации 242 страницы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во сведении дана краткая характеристика современного состояния проблемы, >боснована актуальность разрабатываемой темы, сформулированы наиболее общие цели )аботы, описана структура диссертации и представлены положения, выносимые на защиту.

В первой главе "Коллективные моды деформации в кристаллах" проведен обзор лите->атуры по результатам исследований закономерностей пластической деформации механиз-1ами коллективного движения дефектов. Представлена феноменология формирования полос юкализации деформации (ПЛД) в различных материалах и условиях нагружения. Особое ишмание уделено вопросам переориентации кристаллической решетки в ПЛД, а также в фоцессс ее фрагментации при больших пластических деформациях. Рассмотрены современ-[ые структурные модели и механизмы коллективных (ротационных) мод деформации в кри-таллах.

Проведенный обзор свидетельствует о том, что пластическое течение с переориентаци-й различных объемов деформируемого твердого тела является достаточно общим явлением. )но наблюдаются в материалах различного класса - чистых металлах, твердых растворах, ысокопрочных сталях и титановых сплавах, интерметаллидах, минералах.

К настоящему времени наиболее полно как экспериментально, так и теоретически изу-ены явления фрагментирования кристаллов при глубокой пластической деформации. При том развиты новые представления о дисклинационных механизмах деформации и ротации ешетки. Важное значение для физики пластичности и прочности имеют представления о азвитии пластического течения на разных структурных уровнях и механизмов деформации, онтролируемых кооперативным движением дефектов.

Однако многие важные вопросы деформации кристаллов с переориентацией решетки стаются невыясненными. До сих пор нет экспериментальных доказательств дислокацион-ых моделей формирования полос сброса; не выяснены механизмы деформации в индивиду-лъных полосах ее локализации; важным, но до сих пор неисследованным остается вопрос об собенностях упруго-напряженного состояния в дефектных субструктурах мезоуровня де-юрмации; проблема обоснования определяющего значения локальной потери устойчивости ешетки и устойчивости субструктуры в зарождении и развитии деформации на разных груктурных уровнях поставлена в работах академика В. Е. Панина.

Во второй главе "Постановка задач. Материалы и методика исследования" на основа-ии анализа литературных данных ставятся конкретные задачи исследований, обосновывает-1 выбор материалов и описывается методика проведения экспериментов.

Формирование цельной картины взаимодействия МИП с металлами требует экспери-ентального исследования и обобщения закономерностей такого взаимодействия на мате-иалах разного класса. Настоящая работа является частью такого исследования, проводного в коллективе СФТИ. Поэтому в диссертации, в дополнение к ранее исследованным 1лавам на основе №, Мо, Мо-11е изучены монокристаллы интерметаллида №зА1 и ванадне-лй сплав V - 0.45% Zr - 0.2% С (ат. %) в двух структурных состояниях: 1 - после холодной

деформации прокаткой и отжига при Т ~ 1623 К 1 час, приводящего к рекристаллизации выделению частиц ZrC (сплав V-ZrC); 2 - после указанной выше обработки и последующе внутреннего окисления, приводящего к формированию в поверхностном слое частиц ZrOj.

Гетсрофазные ванадиевые сплавы являются хорошим материалом для исследован особенностей кратерообразования в условиях фазовой неоднородности мишени, Исследоо ние воздействия МИП на интерметаллическое соединение NbAl представляет особый интер в связи с выявлением закономерностей коллективных мод релаксации генерируемых МИ напряжений, поскольку в этом материале аномальная температурная зависимость преде, текучести обеспечивает реализацию высокопрочного состояния при повышенных темпера! pax зоны модификации МИП. Последнее, совместно с высокоскоростным характером мех нического воздействия, обеспечивает наиболее благоприятные условия для подавления д| локационной активности и реализации коллективных мод пластического течения в полях i нерируемых МИП напряжений. Аналогичные соображения лежали и в основе выбора спла на основе Ni3Al (Ni-l8%AI-8%Cr-I%Zr-0.15%B, ат. %) для исследования закономерности эволюции дефектной субструктуры при ИПД. Наряду с указанным сложнолегированным в; сокопрочным интерметаллидом для этой цели были привлечены также образцы никеля с с носительно невысокой исходной прочностью.

Облучение проводили на технологических ускорителях "Темп", разработанных в И учно Исследовательском Институте -Ядерной Физики при Томском Политехническом Ун верситетс. Режимы облучения приведены в таблице 1.

Таблиц;:

Материал Соотношение ионов в пучке, С : II Энергия ионов, кэВ Плотность тока, А/см2 Число импульсов Плотность мои ности, Вт/смг

V-ZrC; V-Zr02; NijAI 7: 3 250 200 1 и 10 5х 107

Ni3AI 3:7 350 300 10 108

Интенсивную пластическую деформацию осуществляли методами равноканально углового (РКУ) прессования и кручения в условиях высокого квазигидростатического давл ния. РКУ прессование никеля проводили при комнатной температуре. Исходный образ< многократно пропускали под высоким давлением через два пересекающихся канала ди метром 20 мм с углом пересечения 90°. Образцы сплава на основе №зА1 (№-18%А1-8%С 1%гг-0.15%В, ат. %) в форме дисков толщиной Л = 0.2 мм и диаметром 10 мм дeфopмиpoвaJ кручением в установке типа камеры Бриджмена под давлением 5 ГПа при числе оборот« наковальни N = 1/2, 1,3 и 5.

В качестве основного метода структурных исследований использовали метод проев чивающей электронной микроскопии. Для изучения особенностей высокодефектных стру турных состояний использовали специальный метод анализа высоких непрерывных разор ентировок, позволяющий проводить количественную оценку компонент тензоров плотност дислокаций и дисклинаций в объеме зерен и эффективной пленарной плотности частичнь дисклинаций, локализованных в их границах. Исследование морфологии поверхности и ми ротвердостн после облучения МИП проводили на световом микроскопе Иеор11о1-21.

В щеп,ей главе "Закономерности структурно-фазовой модификации и особенном

итерообрачоаштя а поверхностных слоях смавов па основе V и N¡¡41 при воздействии мощ-х ионных пучков" представлены результаты исследования структурно-фазовых превраще-й в тонком (доли микрона) поверхностном слое сплавов на основе V и №А1 при облучении щными ионными пучками. Изучены закономерности кратерообразования, изменения фа-зого состава и дефектной субструктуры этого слоя в режимах его плавления и газодинами-:кого распыления. Обсуждение экспериментальных данных проведено с использованием зретического анализа динамики температурных полей, процессов плавления и газодинами-:кого распыления поверхности мишеней.

В разделе 3.1 приведены результаты такого анализа. В таблице 2 в качестве примера едставлены данные для сплава ЫЬА1, облученного пучком с плотностью мощности <3 -107 Вт/см2. Расчеты динамики температурного поля свидетельствуют о формировании в верхностной зоне высоких (максимальные значения - 10" К/с) скоростей нагрева, обеспе-вающих генерацию термоупругих волн напряжений, и высоких (до ~ 10' К/м) температур-х градиентов - источников высоких термических квазистатических напряжений. Скорости паждення достигают значений 10' Юс.

Таблица 2

1.5 мкм от поверхности 2+5 мкм от поверхности > 7 мкм от поверхности

;»,. к с1ТМхГ1ах, Т К" т«) л ЛТМхпш„ Т К" <1ТМхт„х,

К/с К/м К/с К/м К/с К/м

3300 2-Ю9 МО9 1658 5-10« 3-108 900-1000 МО7 5-Ю7

Увеличение плотности мощности пучка (С2) от 5-Ю7 до 108 Вт/см2 приводит, во-первых, .5-2 кратному увеличению зоны плавления (от —1.5 до ~ 4 мкм), во-вторых, благодаря несению поверхностного слоя, к формированию ударной волны. Испарение поверхностного >я толщиной - 0.2 мкм за импульс при <2 - 108 Вт/см2 подтверждается экспериментально >тветствующим изменением массы образцов в процессе облучения.

Проведенный анализ позволил зону модификации МИП при всех используемых режи-< облучения разделить на три характерные области: 1 - область плавления, высокоско-:тной кристаллизации и максимальных температурных градиентов; 2 - промежуточная об-ть; 3 - "холодная" зона с пренебрежимо малыми значениями градиентов температур. В 'вон из этих зон источниками генерации дефектов являются термические квазистатические фяжения. Закономерности формирования дефектной субструктуры в промежуточной и лодной" зонах определяются преимущественно действием термоупругих волн напряжений дарных волн, генерируемых импульсом отдачи в процессе распыления поверхностных еп.

В разделе 3.2 рассмотрены закономерности изменения рельефа и фазового состава по-хностного слоя. Наиболее характерными особенностями рельефа поверхности для всех ледовапных в работе материалов и режимов облучения являются кратеры различного мера и формы.

Металлографическое исследование больших площадей облученной поверхности полило обнаружить следующую зависимость, справедливую как для ванадиевых сплавов, и для сплава №зА1: с увеличением плотности мощности размеры кратеров увеличивают-

ся, а их пространственная плотность уменьшается. Эта зависимость наблюдается как при I менении режима облучения, так и при обработке по одному режиму вследствие иеодпорс ности плотности мощности по сечению пучка - плотность кратеров снижается, а их характ! ные размеры увеличиваются в направлении от периферийной области воздействия пучк; центру облученной зоны.

Увеличение размеров кратеров и уменьшение их плотности обнаружено также п увеличении числа импульсов облучения. Предполагается, что это связано с изменением ме: низмов кратсрообразования в результате модификации структурного состояния поверхнос мишеней в процессе обработки. Одним из наиболее важных факторов такой модификан может быть растворение грубодисперсных выделений карбидов и окислов циркония в ва1 диевых сплавах - потенциальных центров кратсрообразования, инициируемого, наприм процессами локального разогрева и вскипания металла вблизи неметаллических включени низкой теплопроводностью. Основанием для такого предположения является обнаруженг после 1 импульса облучения преимущественное формирование кратеров на границах зер> содержащих повышенную плотность указанных выделений. После 10 импульсов облучен этот эффект отсутствует.

Предположение о растворении частиц карбидов и окислов циркония подтверждав" электронномикроскопическим исследованием эволюции этих частиц в процессе облучен! после 10 импульсов выделений 7хС и Zr02 в поверхностном слое не наблюдается; после 1 V пульса облучения обнаружено их частичное растворение. Обладая пониженной тсплощ водностью, указанные частицы должны приводить к дополнительному разогреву окружа щего их жидкого металлического слоя, инициируя процессы локального вскипания и фор\ рования кратера. Высказано предположение, что на первых импульсах облучения (при ■ хранении достаточно высокой плотности грубодисперсных неметаллических включеш указанный механизм кратсрообразования может быть превалирующим. Растворение част при увеличении числа импульсов исключает действие этого механизма и может быть одн из факторов изменения размеров и особенностей пространственного распределения кратер после 10-го импульса облучения.

Помимо наличия кратеров, отличительной особенностью поверхностного релье №зА1 после 10 импульсов облучения МИП является четкий волновой рельеф, обнаружив мый как вблизи крупных кратеров, так и не связанный с ними. Интерферометрический а] лиз показал, что амплитуда наблюдаемых волн достигает - 0.3 мкм при длине волны -мкм. Образование не связанных с кратерами квазиплоских волн может быть обусловле макроскопической неоднородностью ионного пучка, обеспечивающей формирование ме: нического импульса в направлениях, лежащих в плоскости мишени. При наличии распл; лепного слоя (согласно расчетам, толщина расплава при С2 ~ 5х107 и 108 Вт/см2 составляв 1.5 и 4 мкм, соответственно) такой импульс может приводить к генерации на его поверхнос поперечных волн, которые в процессе сверхскоростной кристаллизации (скорости охлаж, ния достигают 104 К/с) фиксируются в виде волнового рельефа.

В заключительной части раздела 3.2 представлены результаты изменения фазового < става поверхностного слоя. Отмечается, что в ванадиевых сплавах в результате взанмод

и

вия продуктов локального испарения ванадия с кислородом остаточных газов рабочего ва-ума и их частичного осаждения на дне и в ближайшей (на расстоянии нескольких мкм) местности кратеров обнаруживается оксидная пленка УО, имеющая нанокристаллическую руктуру. В 1\'ЬА!, обладающем более низкой химической активностью к элементам газовой еды ускорителя, вторичных фаз внедрения во всех использованных в работе режимам об-чения обнаружено не было.

В разделе 3.3 представлены результаты исследования особенностей дефектной струк-ры поверхностного слоя. Показано, что наиболее характерным типом дефектной субструк-ры этого слоя является субструктура с хаотическим, однородным распределением дислока-|й со скалярной плотностью этих дефектов р ~ 10" см-2. Отмечено, что наряду с областями дородного распределения дислокаций обнаруживаются участки с частично релаксирован-1ми (типа ячеистых или полигонизованных) субструктурами.

Впервые изучены особенности дефектной субструктуры в зонах кратерообразования. эказано, что это явление приводит к формированию высоких неоднородных внутренних пряжений и изменению механизмов их релаксации. В процессе электронномикроскопиче-ого исследования дефектной структуры в окрестности кратера были обнаружены следую-кособенности.

Скалярная плотность дислокаций вблизи кратера значительно выше, чем в участках, удаленных от него, превышает предельные значения, которые можно измерить экспериментально, поэтому оценивается величиной (— 8x10" см 2), на порядок более высокой, чем в удаленных от кратера участках мишени.

Наряду с областями, где наблюдается лишь повышенная плотность дислокаций, обнаруживаются области со специфической высокодефектной субструктурой с высокими непрерывными разориентировками. Кривизна кристаллической решетки в этих зонах достигает значений /и - 20 град/мкм. Плотность геометрически необходимых для формирования такой кривизны избыточных дислокаций одного знака составляет р± = р+- р_ = - 'О" см-2 (здесь Ь - вектор Бюргерса дислокаций). Уровень локальных напряжений в этом структурном состоянии можно оценить по формуле:

+ \za\xG.

где й - модуль сдвига; г - коэффициент Пуассона; А/1 - характерный размер зоны дислокационного заряда или толщина фольги. При экспериментальных величинах ~ 20 град/мкм и АН ~ 0.15 мкм эти напряжения (егЛ(Ж ~ (7/20) приближаются к теоретической прочности кристалла.

В представленных выше зонах высокой кривизны кристаллической решетки обнаруживаются эффекты фрагментации, в том числе с формированием оборванных границ разори-епгнровки типа частичных дисклинаций.

Таким образом, процесс кратерообразования, помимо изменения поверхностного ре-:фа, приводит к значительной неоднородности дефектной субструктуры в плоскости мини.

В четвертой главе "Закономерности формирования дислокационной структуры и кол-живных мод релаксации напряжений при облучении мощными иоппъиш пучками" приведены

результаты электронномикроскопического исследования и анализа закономерностей пла! ческой релаксации механических напряжений, генерируемых МИП в сплавах на основе ЩА!. Изучено изменение плотности дислокаций и микротвердости при увеличении расс ния от поверхности мишеней в различных режимах облучения. Основное внимание удел электронномикроскопическому анализу особенностей тонкой дефектной структуры и з; номерностей переориентации решетки в областях активизации коллективных модрслакса напряжений; структурной классификации формирующихся при этом зон локализации формации; обсуждению возможных дислокационно-дисклинационных моделей их дефект субструктуры; анализу основных факторов и возможных механизмов реализации кол. тивных мод деформации в высокоскоростных условиях механического воздействия.

В разделе 4.1 рассмотрены особенности дислокационной субструктуры на разном ] стоянии от поверхности облучения. Отмечается, что однородный характер распределе дислокаций в поверхностных слоях всех исследованных сплавов сохраняется при значен скалярной плотности дислокаций, превышающей 1010 см-2. С увеличением расстояния от верхности наблюдается снижение плотности дислокаций. При облучении пучком с ш ностью мощности 5х107 Вт/см2 это снижение является монотонным: плотность дислс ций, быстро убывая в области высоких температурных градиентов, достигает исходных : чений на глубине - 20 мкм. Подчеркивается, что основным источником генерации дислс ций в этом случае являются термические квазистатические напряжения.

Характер изменения плотности дислокаций при облучении пучком с плотностью м ности С? ~ 108 Вт/см2 является немонотонным. Обнаруживается максимум плотности ди< каций на глубине - 2.5 мкм, что является результатом частичной релаксации дефект структуры в поверхностном слое. Столь же быстро, как в случае описанном выше, убыв; слое толщиной - 15-20 мкм, плотность дислокаций тем не менее по всей глубине мишещ порядок превышает исходное значение, что является результатом дислокационной рела! ции ударной волны, генерируемой в процессе распыления поверхностного слоя. Следств ее отражения от тыльной поверхности мишени и интерференцией с первичной волной явл: ся максимум плотности дислокаций вблизи тыльной поверхности образца.

Во всех исследуемых материалах и режимах облучения наблюдается корреляция ме; характером изменения плотности дислокаций и микротвердости с увеличением расстоянт поверхности. Делается предположение, что повышение плотности дислокаций является ним их важных факторов упрочнения мишени в процессе облучения.

В разделах 4.2 и 4.3 проведен детальный электронномикроскопический анализ осоС ностей тонкой дефектной структуры зон локализации деформации в ванадиевых сплава МзА1. Показано, что зоны локализации деформации являются неотъемлемой чертой деф( ной структуры области модификации МИП во всех изученных материалах и режимах оЕ чения. Их характерной особенностью является развитие ротационной моды деформаи Электронномикроскопическое исследование характера разориентировок позволило все зоны разделить на 5 структурных типов.

1. Оборванные малоугловые границы. Эти дефекты зарождаются преимущественно на эаницах зерен и их тройных стыках, наблюдаются по всей глубине зоны модификации МИП в настоящее время описываются в моделях частичных дисклинаций.

2. Границы с переменными векторами разориеитацич (0) - плоские образования, яо-яющиеся зонами локализации ротационной моды деформации. Также как и дефекты перво-э типа, они обнаружиаваются по всей глубине зоны модификации, зарождаясь преимуще-гвенно в тройных стыках зерен. Для описания таких границ в работе привлечены представ-ения о частичных дисклинациях. При этом граница с переменным G рассмотрена как ком-инация обычной (0 - const) границы и вложенного в нее плоского скопления частичных исклинаций одного знака. Показано, что наиболее удобным параметром для характеристи-и эффективной плотности таких дисклинаций является величина градиента вектора разори-1Тировки на границе (dO/dr).

3. Полосы переориентации с малоугловыми разориептировками.. Как правило, эти поло-д зарождаются на границах зерен, часто вблизи включений второй фазы и тройных стыков, аспростраияются в некристаллографических направлениях, разориентированы относитель-э окружения на несколько градусов и являются зонами локализации сдвига. Некристалло-эафнческий сдвиг с переориентацией внутри зоны сдвига можно моделировать скольжением лслокаций внутри полос, сопровождающимся разделением дислокационных зарядов, либо зиженнем коллективных дефектов - диполей частичных дисклинаций. Данные полосы, ис-эдя из особенностей их внутренней дефектной субструктуры, можно разделить на два ха-актерных типа.

С дискретным характером разориентации относительно окружающего объема и отсутствием разориентировок внутри полос.

Полосы с непрерывным изменением ориентации кристаллической решетки. Кривизна кристаллической решетки внутри таких полос достигает значений ц ~ (10-15) град/мкм, а плотность геометрически необходимых для реализации такого состояния избыточных дислокаций одного знака составляет р± =Z//\b\ - Ю'1 см 2.

Перечисленные выше типы зон локализации деформации, а также особенности их де-ектной микроструктуры и характера разориентировок в ванадиевых сплавах и в NbAl пол-эстыо аналогичны. Одной из особенностей локализации деформации в монокристаллах ¡зА1 является качественное изменение дефектной микроструктуры зон локализации дефор-ации 4 типа - полос интенсивной локализации деформации с высокоугловыми разориенти-эвками.

4. Полосы интенсивной локализации деформации с высокоугловыми разориеитировками. ти полосы разориентированы относительно окружающих мезообъемов на десятки градусов.

ванадиевых сплавах внутри таких полос наблюдается диспергирование кристаллической :шетки на субиикрообласти размерами от десятков до сотен нанометров с пысокоугловыми «ориентировками. В монокристаллах NbAl формируется преимущественно субструктура с ,1сокой кривизной кристаллической решетки, величина которой достигает внутри полос тченпй Xij - 50 град/мкм. Избыточная плотность дислокаций одного знака, необходимая )я формирования такой кривизны, составляет р. = Хи / Jt> J — 3x10" см-2, а поля локальных

внутренних напряжений, оцениваемые формулой олок. - (Ну)хДЬххцхС!, приближаютс теоретической прочности кристалла о»«. ~ ОМО.

Формирование внутри полос интенсивной локализации деформации структурного стояния с высокой кривизной кристаллической решетки связывается в работе с чрезвыча1 низкой эффективностью в интерметаллиде №А1 релаксации полей локальных напряжсни зонах высокой кривизны решетки. Последнее является результатом влияния двух фактор во-первых, высокоскоростного характера механического воздействия; во-вторых, анома ной температурной зависимости прочности интерметаллида и, как следствие, низкой движности сверхдислокаций при повышенных температурах зоны модификации МИП. I видимому, именно совместное действие указанных выше факторов позволило в зоне модш кации МИП сплава №зА1 сформироваться субструктуре пятого типа.

5. Зоны локализации ротационной моды деформации с высокой континуальной юи ностыо дисклинаций. Эта субструктура обнаружена в зонах локализации ротационной мс деформации, представляющих собой полосы шириной доли микрона, осуществляющие е имные разсюроты смежных недеформируемых структурных элементов (СЭ) размера несколько микрон. При этом вся пластическая деформация, обеспечивающая взаимную пе ориентацию СЭ, осуществляется движением дефектов в разграничивающей их зоне лока зации деформации. Схема разориентировок в разных сечениях такой полосы, построенная основе темнопольного электронномикроскопического анализа, представлена на рис. 1.

Проведенный анализ показал, 1

х1(: 0,6нкн"' ОДи«м"' 0,1мкц-(

I] \з.2' |

0°~~1 1 [а' 15'1* А ~

принципиальной особенностью дефект! структуры в полосе этого типа является личис не только высокой кривизны крист лической решетки, достигающей значений « 35 град/мкм, но и градиентов кривизны соответствия с кошинуальной теорией фектов, в случае упруго-пластической к визны кристаллической решетки % ~ X +

Рис. I. Полоса локализации деформации в моно, „ ... ,, , т> градиенты компонент пластичсскои ча( кристалле Ы1)А1 после облучения МИП. Б граду- 'г"-1"

сах указаны значения углов наклона образца в го- тензора изгиба-кручения являются с ниометре, при которых наблюдается максималь- гаемыми тензора континуальной плотно! пая интенсивность дифракционного контраста. дисклинаций"

рат- Ух#>,

Ра„ дХя !-¿Хп /Ьхг). Как оказалось, в отдельных участках полосы локализации деформации вел1№ ЙХ21/ЙХ1 - 0,1 мкм-2 и повсеместно |хп| « |Х2|| и |ЗХн/дХ2| « | йХ2|/ЗХ||. Следовательно, в у занных выше участках рЙ1]~ 0,1 мкм-2 - 6 град/мкм2. То есть дефектная субструктура в р смотренной зоне локализации деформации это не только субструктура с высокими значен ми компонент тензора кривизны х,р или континуальной плотности дислокаций ссц = Хц . а стояние с высокой неоднородной кривизной - с ненулевыми компонентами ротора кривиз кристаллической решетки или тензора континуальной плотности дисклинаций.

Пятая глава "Закономерности формирования и особенности дефектной субструктуры I интенсивной пластической деформации никеля и сплава па основе №}А1" посвящена изуче-о закономерностей формирования и дефектной субструктуры ультрамелкозернистых ИЗ) структурных состояний, образующихся при ИПД N1 и сплава на основе №зА1. В ходе юрмации кручением в условиях высокого квазигидростатического давления сплава №зА1 явлено несколько механизмов коллективной ротационной моды деформации, ответствем-х за формирование УМЗ структурных состояний. Обоснована дисклинационная модель )ектной субструктуры границ зерен в этих состояниях. В конце раздела проведено обоб-ние результатов исследования коллективных мод деформации в изученных в работе раз-шых материалах и условиях механического воздействия и обсуждены их возможные уктурные механизмы.

В разделе 5.1 изучена эволюция дефектной субструктуры и особенности фрагментации гсталлической решетки сплава на основе МзА1 в процессе интенсивной пластической де-эмации кручением под давлением. Было обнаружено, что фрагментации кристаллической летки предшествует формирование структурного состояния с непрерывными разориенти-1ками, схема которого представлена на рис. 2. Проведенные измерения показали, что наи-[ее вероятные значения горизонтальных компонент кривизны кристаллической решетки тавляют 2(31 - (20+40) град/мкм. Плотность геометрически необходимых для формирова-! такой кривизны дислокаций одного знака составляет при этом ~ Хи)Щ " С.5+3) хЮ" Максимальные значения азимутальной компоненты кривизны кристаллической решетки тигают ~ 70 град/мкм, что соответствует плотности геометрически необходимых дислока-\ р±- 6x10" см 2.

Показано, что фрагментация кристаллической решетки с формированием ультрамелкозернистых и нанокристалличе-ских структурных состояний развивается на фоне указанного высокодефектного структурного состояния одновременно на нескольких масштабных уровнях. Элек-тронномикроскопический анализ особенностей дефектной структуры позволил выделить три таких уровня с характерными масштабами десятые доли микрона, десятки

2. Компоненты тензора изгиба-кручения ъ

микрон и десятки нанометров, соответ-

структуре с непрерывными разориентировками.

шовой вектор электронов направлен вдоль оси ственно, микро-, мезо- и наномасштабный Х21 " X» - горизонтальные компоненты кривиэ- уровни.

кристаллической решетки в направлении Х|. х» В результате фрагментации на мик-азимутальная компонента. роуровне (микрофрагментации) формирует-

юлосовая субструктура с наиболее вероятными значениями ширины полос - 0.2 мкм и имущественно дипольным характером разориентнровок в полосах. Границы полос являя следами плоскостей кристаллографического сдвига типа {1!1). Внутри полос сформи-

роваио аналогичное представленному на рис. 2 структурное состояние с высокими неп рывными разориентировками с параметрами кривизны кристаллической решетки X'i ~ град/мкм (р± - 1.5x10" см -2). Поскольку явлению фрагментации кристаллической решет предшествуют структурные состояния с непрерывными разориентировками, высказано пр положение, что это явление развивается путем релаксации указанных состояний колл тивными перестройками хаотически распределенных дислокаций одного знака в более и коэнергетические конфигурации -дискретные границы разориентировки.

В результате фрагментации на мезомасштабном уровне формируются нeкpиcтaдJ графические полосы локализации деформации с высокоугловыми разориентировками. Ii рина полос может достигать значений около 1 мкм, длина-до десятков мкм. Переориентаи кристаллической решетки внутри полос является при этом результатом взаимных некрист; лографических (в направлениях, не являющихся следами плоскостей дислокационнс скольжения) сдвигов и поворотов мезообъемов размерами десятки мкм.

Фрагментация на наномасштабном уровне представляет собой формирование kj сталлов нанометрического масштаба, минимальные размеры которых приближаются к нм. Такие кристаллы с высокоугловым характером разориентировок наблюдается исклю1 тельно в зонах интенсивной локализации деформации - внутри полосы некристаллографи1 ского сдвига, либо на границах полосовой структуры. Формирование нанокристаллов и yi занные особенности их распределения являются очевидно результатом релаксации (и од! временно свидетельством наличия) в зонах коллективных мод деформации высоких дока; ных наноконцентраторов напряжений и их градиентов (моментов наномасштабного уровш Одним из наиболее важных результатов темнопольного анализа разориентировок ; ляется то, что после деформации кручением в фольгах, плоскости которых перпендикуляр! оси кручения, в зонах микрофрагментации горизонтальные (лежащие в плоскости фольп нормальные оси кручения) компоненты разориентации намного превышают азимутальнь Проведенный анализ показал, что высокая анизотропия поля поворотов связана с анизотр пией полей смещений и их градиентов при кручении. Качественно это можно понять, пр< ставив поле поворотов антисимметричной частью тензора дисторсии: векторами о) с комг центами

он = 1/2(ди3АЭх2 - диг/дхз), (ог - 1/2(3ui/öX3 - Эиз/dxi), им = 1/2(Эиг/0х| - дтШг). В системе координат на рис. 2 coi и шг - лежащие в плоскости образца (фольги) горизонтам ные компоненты векторов ш по осям xi и хг; оз - их азимутальные составляющие. При к-pyt нии вокруг оси хз, когда смещения вдоль этой оси из = 0, модули векторов о» и шг равны зн чениям сдвиговых компонент тензора деформации угз= 1/2(аиз/ЭХ2 + Зи2/Зхз)иу1з:= l/2(6ui/с + ÔU3/ÔX1), соответственно. В силу радиальной симметрии сдвига при кручении Эиг/йхз dU|/dX3, у23 = 713 = 2nNR/h, а значения горизонтальных компонент векторов поворота (со,-) зависят от их направления в плоскости кручения. Тогда 0)r = ал - <ш ~ 2jtNR/h, что знач тельно (в R/h раз) превышает максимальное значение шз - 2jtN.

В разделе 5.2 рассмотрены особенности дефектной структуры границ зерен в УМЗ № и М, полученных интенсивной пластической деформацией. Установлено, что эти границы потея преимущественно границами с переменными векторами разорнентировки (6) и мо-моделироваться плоскими скоплениями непрерывно распределенных частичных дискли-ий одного знака. Построенная на основе темнопольного анализа схема разориентировок сталлической решетки в окрестности границы с высокой'плотностыо непрерывно распре-;нных частичных дисклинаций, сформировавшейся в N1 при равноканальном угловом ховаиии, представлена на рис. 3. Величина кривизны кристаллической решетки в зерне 1, следовательно, эффективной плотности локализованных в плоскости границы частич-дисклшмцпй достигает значений 20 град/мкм.

В сплаве ЫЬА1 с наиболее высокими величинами Хч (до 70 град/мкм) обнаружены максимальные значения эффективной плотности дисклинаций йО/Зх, - 30 град/мкм. Очевидно, что, как и в случае кривизны кристаллической решетки, увеличение эффективной плотности зериограничных дисклинаций в ряду № - №зА1 обусловлено снижением эффективности дислокационной релаксации высокодефектных дислокаци-онно-дисклинационных субструктур в мате, „ риалах с более низкой подвижностью дне. Схема разориентировок в окрестности гра-

ы с высокой н.тонюсгыо непрерывно распреде- локации.

пых частичных дисклинаций в СМК никеле Проведенный в работе анализ пока-

ле интенсивной пластической деформации. заЛ| что моделирование зернограничных гичных дисклинаций дислокационными конфигурациями типа дислокационных стенок эодуктивно, поскольку при указанных выше значениях дв/ЭХ{ ядра дислокаций в этих |ках перекрываются.

Таким образом, характерной чертой структурного состояния УМЗ материалов, полу-ных методами ИПД, является их высокая дефектность. При этом в объеме зерен форми-гся субструктура с высокой кривизной кристаллической решетки, а на границах - высокая гность частичных дисклинаций.

В разделе 5.3 проведен анализ общих закономерностей коллективных мод переориен-щ кристаллической решетки в различных условиях активизации мезоуровня деформации, ечается, что, независимо от способа активизации мезоуровня деформации (малые време-елаксации при обработке МИП, низкая подвижность сверхдислокаций в интерметаллиде и, высокое деформационное упрочнение при ИПД никеля), закономерности коллек-|ых мод переориентации кристаллической решетки в зонах локализации деформации от следующие характерные особенности.

»ормнрованнс в зонах локализации деформации структурных состояний с высокой кри-тагой кристаллической решетки. Отмечается, что в качестве эксперимензалыю измеряс-

и

мых структурных характеристик наиболее информативными оказываются параметры визны кристаллической решетки - компоненты тензора упруго-пластического изгиба чения Хч-

2. Большинство из характерных структурных типов зон локализации деформации м моделировать дефектами типа дисклинаций. Причем дисклинационный тип дефектно! структуры обнаруживается как в участках с непрерывными разориентировками (зоны тинуальной плотности дисклинаций), так и в дискретных границах разориентацпи - г] цах с переменными векторами разориентации.

3. В указанных выше структурных состояниях обнаруживаются очень высокий уровен кальных внутренних напряжений (Олок -в/Ю + в/ЗО).

4. Важной общей особенностью переориентации кристаллической решетки в зонах ло; зации деформации является формирование границ разориентации путем коллективнь рестроек хаотически распределенных дислокаций одного знака в дислокационные ст или сетки (границы фрагментов). Таким перестройкам, как правило, предшествует фс рование структурных состояний с высокой кривизной кристаллической решетки.

Схема перестройки исодноро; дислокационного заряда с ненулевыми чениями компонент тензора континуал плотности дисклинации в границу с менным вектором разориентации пред лена на рис. 4. Из схемы видно, что дш национный тип дефектной субструк границы, образовавшейся в процессе т перестройки, является следствием рел; ции из структурного состояния с нему; ми компонентами тензора континуал плотности дисклинаций. Последнее хо[ видно из того, что оба представлении рис. 4 состояния можно моделировать наковым способом: по аналогии с клин дисклинацией, путем внедрения или и: чения "лишнего" материала, но с допс Рис. 4. Схемы разориентировок кристаллической тельным изгибом (деформацией) пове{ решетки(а, в) и их дислокационная (б) и дисклина- стей разреза. Характер конкретного сп

ционная (г) модели в зоне с высокой континуаль-

„ , турного состояния определяется спосс

ной плотностью дисклинации (а, б) и после ее частичной релаксации (в, г) в границу с переменным 0. пластической релаксации: субструкту] }Д, е - схема получения дислокационно-дисклинаци- континуальной плотностью дисклин: онных конфигураций. (рИС_ 4 5) отвечает образованию зон ^

нородной плотности хаотически распределенных дислокаций; конфигурация типа пред< ленной на рис. 4 в, г (в соответствии с теорией дефектов, это не что иное, как дислокации милианы) дополнительно включает перестройку этих дислокаций в более низкоэнергеп

О

ие образования - границы с переменными 0. На рис. 4 е представлен смешанный вариант.

Как видно из рис. 4, по аналогии с частичной клиновой прямолинейной дисклииацией |Мпоненту ст^ поля напряжений в представленных на на этом рисунке конфигурациях мож-I записать в виде:

ат(г) - Есо(г)/2л, 0)(г) = г(й0/3г), йо^/йг - (Е/2л:)х(£>0/Эг). зи обнаруженных в настоящей работе максимальных значениях <Э0/<?г~ 0.35 мкм-1 до^дг ~ /20) мкм-1. Таким образом, для обнаруженных в работе новых высокодсфектных структур-[х состояний (субструктур с континуальной плотностью дисклинаций и дислокаций Соми-аны или границ с переменными 0) характерно наличие не только высоких локальных на-яжений, но и их градиентов или высоких моментов напряжений.

Вся совокупность полученных в работе результатов свидетельствует о том, что плас-ческая деформация в зонах ее локализации реализуется не только внешними напряжения-I, но и моментами напряжений в областях концентраторов напряжений. Соответственно, личие плоских скоплений частичных дисклинаций в границах разориентации и высокая нтинуальная плотность этих дефектов в субструктурах с непрерывными разориентировка-1 являются структурным откликом материала на высокие градиенты (моменты) напряже-й в зонах локализации деформации.

Сделано заключение, что одним из перспективных направлений разработки механиз-в локализации ротационной моды деформации является привлечение аппарата конти-альной теории дефектов и создание дисклинационных моделей деформации, рассматри-ощих эволюцию этих дефектов в полях градиентов (моментов) напряжений, формируются в субструктурах с высокой, в том числе неоднородной * 0), кривизной решетки.

ВЫВОДЫ

В поликристаллах дисперсноупрочненных ванадиевых сплавов и монокристаллах интер-мегаллида №зА1 изучена феноменология кратерообразования в различных.условиях облучения мощными ионными пучками. Установлено, что, независимо от структурного состояния используемых мишеней, при увеличении плотности мощности ионного пучка размеры кратеров увеличиваются, тогда как их плотность снижается. В гетерофазных сплавах частицы вторичных фаз с отличными от матрицы теплофизическими свойствами служат центрами кратерообразования, существенно модифицируя размеры, плотность и характер пространственного распределения кратеров. Высказано предположение, что это обусловлено эффектами локального перегрева и испарения вещества вблизи включений с низкой теплопроводностью.

Показано, что процесс кратерообразования сопровождается формированием в окрестности кратеров высокодефектной субструктуры с плотностью дислокаций до -8-10" см-2, вы-:окой кривизной кристаллической решетки и активизацией коллективных мод релаксации тпряжений, приводящей к фрагментации кристаллической решетки, образованию дефектов типа частичных дисклинаций и полос переориентации. Указанные особенности приво-1ят к значительной неоднородности дефектной субструктуры поверхностного слоя в плос-

кости мишени.

3. Изучены закономерности формирования дефектной субструктуры в зоне генерируемь мощными ионными пучками механических напряжений. Обнаружено два способа их р лаксации: 1 - путем зарождения и движения индивидуальных дислокаций с формирован! ем областей их хаотического однородного распределения; 2 - с участием коллективнь мод пластического течения, приводящих к образованию зон локализации деформаци Показано, что в режимах облучения без газодинамического распыления поверхност основными источниками генерации дислокаций являются термические квазистатичеаа напряжения, обеспечивающие в поверхностном слое увеличение плотности дислокаций ; - 81010 см 2, монотонно снижающейся до исходного значения на глубине - 10+20 мкм.

4. В интерметаллиде №зА1 двукратное увеличение плотности мощности, во-первых, благод ря увеличению размеров области высоких температурных градиентов, в 2-3 раза увелич вает зону указанного выше повышения плотности хаотически распределенных дислок; ций. Во-вторых, интенсивное распылеиие поверхностного слоя и формирование импулы отдачи приводит к генерации дислокаций на фронте ударных волн и увеличению зоны м< дификации на всю глубину облучаемых мишеней с одновременным повышением пло ности дислокаций и в области высоких температурных градиентов.

5. Исследована тонкая структура и закономерности переориентации в зонах локализащ деформации, формирующихся при облучении МИ П. Выявлены основные структурные п пы и проведена классификация этих зон. Рассмотрены их возможные дислокационж дисклинационные модели. Развиты представления о коллективных дислокационж дисклинационных модах пластической деформации в указанных выше зонах.

6. В зонах локализации деформации монокристаллов №зА1 впервые обнаружено новс структурное состояние с высокой неоднородной кривизной кристаллической решетки ненулевыми значениями компонент ротора этой кривизны. Предложена модель этого « стояния как структурного состояния с высокой континуальной плотностью дисклинаций.

7. Показано, что в сплаве на основе №зА1 в ходе интенсивной пластической деформаци кручением под давлением образованию ультрамелкозернистых и нанокристаллически структурных состояний предшествует разупорядочение сверхструктуры интерметаллид; формирование субструктур с высокой (до 70 град/,мкм) кривизной кристаллической реше-ки и концентраторами напряжений на разных (микро-, мезо-, нано-) масштабных уровня: Фрагментация кристаллической решетки развивается при этом путем коллективной ди< локационно-дисклинационной релаксации концентраторов напряжений и включает сш дующие основные механизмы: 1 - формирование границ фрагментов с высокой пло-ностью частичных дисклинаций в результате релаксации микромоментов; 2 - образован! полос локализации некристаллографических сдвигов и поворотов как целого мезообъемс размерами » I мкм в процессе релаксации мезоконцентраторов напряжений; 3 - образе вание нанокристаллической структуры в зонах интенсивных сдвигов и поворотов. Сле; ствием характерной для деформации кручением анизотропии полей смещений на макре уровне (уровне образца в целом) является высокая анизотропия разориентировок, мака мальных в формирующемся ультрамелкозернистом состоянии в направлении, нормально

:и кручения.

яультатом указанных выше закономерностей является высокая дефектность ультрамел-перпнетых состояний, полученных методами интенсивной пластической деформации, рн этом в объеме субмикрокристаллов формируется субструктура с высокой кривизной металлической решетки, а границы зерен являются границами с переменными векторами □ориентации. Предложена дисклинационная модель дефектной субструктуры таких гра-щ как границ с высокой плотностью непрерывно распределенных частичных дисклина-ш одного знака. Показано, что указанные дефекты являются источниками не только ачительных внутренних напряжений но и их высоких градиентов.

роведен сравнительный анализ и обобщение особенностей характерных дефектных суб-руктур пластического течения в исследованных в работе различных материалах (№зА1, i, V) и условиях активизации мезоуровня деформации. Установлено, что наиболее важ->й общей закономерностью эволюции дефектной субструктуры в зонах активизации ме-уровня пластического течения является локализация деформации с сочетанием сдвига и >ворога решетки, формирование границ разориентации путем коллективного движения аимосвязанных дислокаций в субструктурах с высокой континуальной плотностью де-'.ктов (дислокаций и дисклинаций), наличие высоких локальных внутренних напряжений о -G/20) и их градиентов (моментов напряжений). Высказано предположение, что одним перспективных направлений разработки механизмов локализации ротационной моды формации является привлечение аппарата континуальной теории дефектов и создание [склипационных моделей деформации, рассматривающих эволюцию этих дефектов в по-х градиентов (моментов) напряжений, формирующихся в субструктурах с высокой, в м числе неоднородной (Vxx * 0) кривизной решетки.

виые результаты диссертации представлены в следующих публикациях: Lorotaev A. D., Ovchinnikov S. V., Pochivalov Yu. I., Tyumentsev A. N., Sshipakin D. A., 'retjak M. V., Isakov I. F., Remnev G. E. Structure-phase states of the metai surface and un-ersurface layers after the treatment by powerful ion beams. //Surface and Coating Technology. 1998.-V. 105. - P. 84- 90.

'юменцев A. H., Пинжин Ю. П., Коротаев A. Д., Третьяк M. В., Исламгалиев Р. К., Вали-з Р. 3. Электронномикроскопические исследования границ зерен в ультрамелкозернис-ом никеле, полученном интенсивной пластической деформацией. // Физика металлов и еталловедение. - 1998.-Т. 86. - Вып. б. - С. 110-120.

юменцев А. Н., Пинжин Ю. П., Коротаев А. Д., Третьяк М. В., Овчинников С. В. Осо-епности распределения дисклинаций в высокодефектных субструктурах с непрерывными азориенгировками. // Научные труды II Международного семинара "Современные про-лемы прочности" имени В. А. Лихачева. 5-9 октября 1998 г. Старая Русса: В 2 т. НовГУ м. Ярослава Мудрого. - Новгород, 1998. - Т. 1. - С. 68 - 72.

юменцев А. Н., Третьяк М. В., Коротаев А. Д., Пинжин Ю. П., Почивалов Ю. И., Рем-ев Г. Е., Щипакин Д. А. Субструктура с высокой плотностью дисклинаций в зонах акти-изации мезоуровня деформации в условиях воздействия мощных ионных пучков II До-лады РАН. - 1999. - Т. 366. - № 2. - С. 196-198.

5. Тюменцев А. Н., Третьяк М. В., Почивалов Ю. И., Коротаев А. Д., Овчинников С. Ремнев Г. Е., Исаков И. Ф. Закономерности формирования и особенности дефект! микроструктуры кратеров в сплавах на основе V и Мо после облучения мощным иони пучком // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исслсдоваши 1999.-№9,- С. 36-44.

6. Коротаев А. Д. Тюменцев А. Н., Третьяк М. В. и др. Особенности морфологии и дефе ной субструктуры поверхностного слоя сплава NbAl после обработки мощным ионн пучком II Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т. 89. -№ 1. - С. 54-61.

7. Tyumentsev А. N.. Tretiak М. V., Korotaev A. D. et. al. Crystal lattice distorsions in ultrafi grained metals produced by severe plastic deformation // Investigations and Applications of vere Plastic Deformation. NATO SC1ENSE. SERIES: 3: High Technology 80. Edited by T. Lowe and R. Z. Valiev. Kluwer Publ. 2000. - P. 127-132.

8. Третьяк M. В., Тюменцев A. H., Коротаев А. Д. и др. Особенности релаксации механи ских напряжений, генерируемых мощными ионными пучками в ванадиевом сплаве II <1 зика металлов и металловедение. -2000. - Т. 89. - №. 4.

9. Tyumentsev A.N., Tretjak M.V., Korotaev A.D. Features of the Defect Substructure a Mechanisms for the Rotation-Shear Instability in the NbAl Alloy at the Front of Shock Wa Generated by High-Power Ion Beams. // Abstracts. V International Conference "Comput Aided design of Advanced Materials and Technologies". August 4-6,1997, Baikal Lake, Russ

10. Tyumentsev A. N., Korotaev A. D., Tretjak M. V., Pochivalov Yu. I., Panin О. V., Remnev E., Isakov I. F. Features of the Defect Substructure and Mechanisms for the Hardening Metal Alloys at the Front of Mechanical Stresses Generated by High-Power Ion Beams. // / stracts. 12th International Conference on High-Power Particle Beams BEAMS'98. - Haifa, rael, June 1-12, 1998. - P. 454.

11. Korotaev A. D., Tyumentsev A. N., Tretjak M. V. et. al. Structure-Phase Transformations the Surface Layers of Metal Alloys Irradiated with High-Power Ion Beams. // Abstracts. L International Conference on High-Power Particle Beams BEAMS'98. - Haifa, Israel. - June 12, 1998. - P. 439.

12. Tyumentsev A. N., Korotaev A. D., Tretiak M. V., Pinzhin Yu. P., Islamgaliev R. K., Safar A. F. Crystal lattice distortions in ultrafine-grained metals processed by severe plastic deforn tion // Abstracts. NATO Advanced Research Workshop "Investigation and Application of i vere Plastic Deformation". - August 2-6,1999. - Moscow, Russia. - P. 91.

13. Tyumentsev A. N., Korotaev A. D., Tretjak M. V. The mesolevel characteristic defects and meel nisms for their formation ill submicrocrystalline structural states. // Abstracts. International Conf ence "Physical Mesomechanics and Computer Aided Design of Advanced Materials and Tec nologies" - MESOMECHANICS'98. June 1 - 4,1998. - Tel Aviv, Israel.

14. Третьяк M. В., Почивалов IO. И., Тюменцев A. H. и др. Закономерности фазовых п[ вращений и кратерообразования в однофазных и гетерофазных металлических сплава; процессе облучения мощным ионным пучком И Тезисы докладов IV межгосударственно семинара "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционш технолог ии". - 17-19 июня 1997г. - Обнинск, Россия.

ВВЕДЕНИЕ

1. Коллективные моды деформации в кристаллах

1.1. Феноменология пластической деформации с переориентацией кристаллической решетки

1.1.1. Ранние работы

1.1.2. Феноменология формирования полос локализованного сдвига

1.1.3. О механизмах деформации в полосах локализованного сдвига

1.1.4. Локализация деформации при усталостных испытаниях

1.2. Экспериментальные исследования и физические модели фрагментации

1.2.1. Экспериментальное изучение процессов фрагментации

1.2.2. Структурные модели фрагментации

1.2.3. О роли диффузии в формировании полос локализации деформации

1.2.4. Идеи структурной неустойчивости в развитии структурных уровней деформации--,■ :

Необходимость получения материалов с новыми физическими и механическими свойствами повлекла за собой разработку отличных от традиционных методов модификации свойств металлов и сплавов, основанных на интенсивных внешних воздействиях, к которым, в частности, относятся обработки концентрированными потоками энергии с использованием пучков заряженных частиц, плазмы или лазерного облучения [1-18] и методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [19-29].

Характерные для таких способов воздействия высокий уровень энерговложения, большие скорости протекания газодинамических и термомеханических процессов в случае высокоэнергетической лучевой обработки, значительные деформации при относительно низких температурах и высоких приложенных давлениях в случае ИПД являются условиями, в которых могут качественно измениться механизмы релаксации напряжений с преимущественным развитием коллективных мод такой релаксации и формированием новых высокодефектных структурных состояний.

Таким образом, в условиях интенсивного внешнего воздействия возможно, во-первых, создание новых высокоэнергетических субстуктур, недоступных при других обработках. Во-вторых, не исключено, что и механизмы их формирования окажутся существенно отличными от найденных при обычных методах деформирования, термообработки и т.д. Очевидно, в таком случае, помимо чисто прикладных аспектов изучения состояния твердого тела после указанных выше интенсивных обработок, возникают интересные задачи фундаментальных исследований. При этом чрезвычайно интересным является вопрос о принципиальной возможности формирования характерных типов субструктур как в условиях интенсивного внешнего воздействия, так и при традиционных методах воздействия на твердое тело.

В частности, как оказалось, коллективные моды деформации и новые типы субструктур с сочетанием сдвига, поворота или кривизны-кручения решетки при обычных условиях деформации могут реализоваться в высокопрочных состояниях кристаллов [30]. В коллективе СФТИ были развиты представления о том, что в 5 этом случае новые типы субструктур возникают в результате подавления возможности релаксации в местах концентрации напряжений путем некоррелированного движения дислокаций [30-34]. Ограниченные времена релаксации в условиях динамических и квазистатических напряжений, генерируемых мощными ионными пучками (МИП) наносекундной длительности, и глубокие деформации, достигаемые при использовании методов ИПД, могут также являться факторами подавления дислокационной релаксации напряжений и реализации высокопрочного состояния, приводящими к активизации мезоуровня пластического течения [35], возникновению эффектов неустойчивости, локализации деформации и формированию новых, специфических высокодефектных структурных состояний типа субструктур с высокой кривизной кристаллической решетки [30, 31].

Перечисленные эффекты представляют интерес для исследования как в плане выяснения закономерностей формирования субструктуры для каждого из указанных типов воздействия, так и обобщения этих закономерностей для различных условий реализации низкой эффективности дислокационной релаксации напряжений. Наиболее важным при этом является исследование в указанных выше условиях закономерностей и механизмов пластического течения и особенностей формирующихся структурных состояний в зависимости как от способа энергетического воздействия, так и от особенностей микроструктуры и свойств материала.

В связи с вышеизложенным, целью диссертационной работы является экспериментальное исследование особенностей фазово-структурных превращений и закономерностей пластического течения в различных условиях энергетического воздействия (облучение МИП и ИПД), обеспечивающих низкую эффективность дислокационных (некоррелированным движением дислокаций) механизмов пластического течения и активизацию коллективных мод мезоуровня деформации. Обобщение (с привлечением материалов разного класса и литературных данных) и систематизация этих закономерностей с выявлением характерных типов дефектных субструктур мезоуровня деформации. Анализ основных факторов и возможных механизмов реализации коллективных мод пластического течения в указанных выше условиях деформации.

Первый раздел работы посвящен обзору литературы по результатам иссле6 дований закономерностей пластической деформации механизмами коллективного движения дефектов. Представлена феноменология формирования полос локализации деформации (ПЛД) в различных материалах и условиях нагружения. Особое внимание уделено вопросам переориентации кристаллической решетки в ПЛД, а также в процессе ее фрагментации при больших пластических деформациях. Рассмотрены современные структурные модели и механизмы коллективных (ротационных) мод деформации в кристаллах.

Постановка задач диссертационной работы, обоснование выбора материалов исследования, способов их обработки и описание методики экспериментальных исследований даны во втором разделе диссертации.

Результаты исследования структурно-фазовых превращений в тонком (доли микрона) поверхностном слое сплавов на основе V и №3А1 при облучении мощными ионными пучками представлены в третьем разделе работы. Изучены закономерности кратерообразования, изменения фазового состава и дефектной субструктуры этого слоя в режимах его плавления и газодинамического распыления. Обсуждение основных факторов и механизмов модификации микроструктуры поверхностного слоя проведено с использованием данных выполненного в работе теоретического анализа динамики температурных полей, процессов плавления и газодинамического распыления поверхности мишеней.

В четвертом разделе диссертации приведены результаты электронномикро-скопического исследования и анализа закономерностей пластической релаксации механических напряжений, генерируемых МИП в сплавах на основе V и №3А1. Изучено изменение плотности дислокаций и микротвердости при увеличении расстояния от поверхности мишеней в различных режимах облучения. Основное внимание уделено электронномикроскопическому анализу особенностей гонкой дефектной структуры и закономерностей переориентации решетки в областях активизации коллективных мод релаксации напряжений; структурной классификации формирующихся при этом зон локализации деформации; обсуждению возможных дислокационно-дисклинационных моделей их дефектной субструктуры; анализу основных факторов и возможных механизмов реализации коллективных мод деформации в высокоскоростных условиях механического воздействия.

Пятый раздел работы посвящен изучению закономерностей формирования 7 и дефектной субструктуры ультрамелкозернистых (УМЗ) структурных состояний, образующихся при ИПД № и сплава на основе №3А1. В ходе деформации кручением в условиях высокого квазигидростатического давления сплава №3А1 выявлено несколько механизмов коллективной ротационной моды деформации, ответственных за формирование УМЗ структурных состояний. Обоснована дискли-национная модель дефектной субструктуры границ зерен в этих состояниях. В конце раздела проведено обобщение результатов исследования коллективных мод деформации в изученных в работе различных материалах и условиях механического воздействия и обсуждены их возможные структурные механизмы.

На защиту в настоящей работе выносится:

1. Экспериментально найденные при облучении мощными ионными пучками сплавов на основе V и №зА1 закономерности кратерообразования, заключающиеся в увеличении размеров и снижении плотности кратеров с увеличением плотности мощности ионного пучка и числа импульсов; преимущественном зарождении кратеров на частицах фаз внедрения в ванадиевых сплавах; формировании внутри и в окрестности кратеров неоднородной дефектной субструктуры с высокой плотностью дислокаций, оборванных малоугловых границ (дисклинаций) и высокой кривизной кристаллической решетки.

2. В высокоскоростных условиях нагрева-охлаждения поверхностных слоев облучаемых мощными ионными пучками сплавов на основе ванадия и №зА1 одним из основных механизмов релаксации термомеханических напряжений является активация коллективных мод пластического течения и образование зон локализации деформации с сочетанием сдвига с непрерывными и дискретными разориентациями кристаллической решетки, наличием высоких локальных напряжений и их градиентов. Результаты аттестации дефектной субструктуры на различном расстоянии от поверхности облучения.

3. Обнаруженные в зонах локализации деформации обработанного мощным ионным пучком сплава на основе №зА1 новое структурное состояние с высокой неоднородной кривизной кристаллической решетки. Модель этого состояния, как субструктуры с высокой континуальной плотностью дисклинаций.

4. Экспериментальное обоснование нано-, микро- и мезомасштабного 8 уровней фрагментации субструктуры сплава на основе №зА1 при интенсивной пластической деформации кручением под давлением и формировании ультрамелкозернистого структурного состояния. Характерные типы дефектных субструктур, формирующихся в процессах фрагментации на микро- и мезомасштабном уровнях. Высокая анизотропия разориентировок в указанном выше состоянии как результат анизотропии полей смещений при кручении.

5. Общность формирующихся при интенсивной пластической деформации в условиях кручения под давлением, равноканальном угловом прессовании и локализации деформации при воздействии мощных ионных пучков высокоэнергетических дефектных субструктур с кривизной-кручением и дискретными разориентациями решетки дисклинационного типа. Структурная классификация таких дефектных субструктур и их дислокационно-дисклинационные модели. 9

Выводы к разделу 5.

1. Изучение эволюции дефектной субструктуры в ходе ИПД кручением под давлением в сплаве на основе №3А1 показало, что в этом материале образованию УМЗ и НК структурных состояний предшествует, во-первых, разупорядочение сверхструктуры интерметаллида; во-вторых, формирование высокодефектных субструктур с непрерывными разориентировками, высокими (до 70 град/мкм) значениями упруго-пластической кривизны кристаллической решетки и высокими локальными микроконцентраторами напряжений и их градиентов (микромоментов).

2. Фрагментация кристаллической решетки с формированием УМЗ и НК структурных состояний развивается на фоне указанного выше состояния путем коллективной дислокационно-дисклинационной релаксации указанных выше микромоментов, а также мезоконцентраторов напряжений, генерируемых в результате активизации ме-зоуровня деформации: взаимных сдвигов и поворотов как целого мезообъемов размерами » 1 мкм.

3. Реализация коллективной ротационной моды деформации осуществляется при этом на нескольких масштабных уровнях и включает следующие основные механизмы: формирование границ фрагментов (субмикрозерен) с переменными векторами разориентировки или высокой плотностью частичных дисклинаций в результате релаксации микромоментов; образование полос локализации некристаллографического сдвига с высокоугловыми разориентировками на границах мезообъемов; образование элементов нанокристаллической структуры в зонах интенсивных сдвигов и поворотов.

4. Следствием характерной для деформации кручением высокой анизотропии полей смещений и их градиентов является значительная кристаллографическая анизотропия формирующихся при этом УМЗ состояний, заключающаяся в высокой анизотропии разориентировок, максимальных в направлениях нормальных оси кручения.

5. В результате указанных выше закономерностей фрагментации (переориентации) кристаллической решетки характерной чертой дефектной субструктуры УМЗ ни

216 келя и сплава на основе №3А1, полученных методами ИПД, является их высокая дефектность. При этом, в объеме субмикрокристаллов формируется субструктура с высокой кривизной кристаллической решетки, а границы зерен являются границами с переменными векторами разориентации. Предложена дисклинационная модель дефектной субструктуры таких границ как границ, содержащих плоские скопления непрерывно распределенных частичных дисклинаций одного знака. Показано, что указанные дефекты являются источниками не только значительных (приближающихся к теоретической прочности кристаллов) локализованных в границах зерен внутренних напряжений но и их высоких (до Е/10 мкм"1) градиентов (моментов).

6. Установлено, что параметры дефектной субструктуры (кривизна кристаллической решетки и эффективная плотность локализованных в границах частичных дисклинаций) УМЗ состояний, формирующихся в исследованных в работе материалах существенно зависят от способности этих материалов к дислокационной (некоррелированным движением дислокаций) релаксации локальных внутренних напряжений. В сплаве М3А1 с более низкой подвижностью индивидуальных дислокаций компоненты тензора упруго-пластической кривизны кристаллической решетки достигают значений х\\ ~ 70 град/мкм, а максимальные обнаруженные величины 59/<Зх; « 35 град/мкм. После РКУ прессования никеля оба этих параметра не превышают 20 град/мкм.

7. Проведен сравнительный анализ особенностей переориентации кристаллической решетки в зонах локализации ротационных мод пластического течения в исследованных в работе различных материалах (№3А1, N1, V) и условиях активизации мезо-уровня деформации (МИП, ИПД). Установлено, что наиболее важной общей закономерностью эволюции дефектной субструктуры в этих зонах является формирование границ разориентации путем коллективного движения взаимосвязанных дислокаций в субструктурах с высокой континуальной плотностью дефектов (дислокаций и дисклинаций). Высказано предположение, что одним из перспективных направлений разработки механизмов локализации ротационной моды деформации является привлечение аппарата континуальной теории дефектов и создание дисклинационных моделей деформации, рассматривающих эволюцию этих дефектов в полях градиентов (моментов) напряжений, формирующихся в субструктурах с высокой, в том числе неоднородной ^ 0), кривизной решетки.

217

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. В поликристаллах дисперсноупрочненных ванадиевых сплавов и монокристаллах интерметаллида №3А1 изучена феноменология кратерообразования в различных условиях облучения мощными ионными пучками. Установлено, что, независимо от структурного состояния используемых мишеней, при увеличении плотности мощности ионного пучка размеры кратеров увеличиваются, тогда как их плотность снижается. В гетерофазных сплавах частицы вторичных фаз с отличными от матрицы теплофизическими свойствами служат центрами кратерообразования, существенно модифицируя размеры, плотность и характер пространственного распределения кратеров. Высказано предположение, что это обусловлено эффектами локального перегрева и испарения вещества вблизи включений с низкой теплопроводностью.

2. Показано, что процесс кратерообразования сопровождается формированием в окрестности кратеров высокодефектной субструктуры с плотностью дислокаций до р ® 8-1011 см"2, высокой кривизной кристаллической решетки (до Ху « 20 град/мкм) и активизацией коллективных мод релаксации напряжений, приводящей к фрагментации кристаллической решетки, образованию дефектов типа частичных дисклинаций и полос переориентации. Указанные особенности приводят к значительной неоднородности дефектной субструктуры поверхностного слоя в плоскости мишени. Обнаруженное качественное изменение механизмов диссипации механической энергии в окрестности кратеров обусловлено формированием в этих зонах высокого локального импульса отдачи, высоких градиентов (моментов) напряжений и эффективным подавлением их дислокационной (движением индивидуальных дислокаций) релаксации в высокоскоростных условиях механического воздействия и охлаждения поверхностного слоя.

3. Основными факторами модификации фазового состава поверхностных слоев в режимах их локального плавления являются, во-первых, растворение гру-бодисперсных тугоплавких выделений карбидов и окислов циркония, приводящее к снижению плотности кратеров в ванадиевых сплавах при увеличении числа импульсов облучения. Во-вторых, взаимодействие поверхности и продуктов ее локального испарения (с последующим осаждением на поверхность мишени) с

218 кислородом остаточного вакуума имплантера. Интенсивность такого взаимодействия определяется активностью (энтальпией образования фаз) материала мишени по отношению к элементам газовой среды. В сплавах на основе ванадия это взаимодействие приводит к образованию нанокристаллических частиц и тонких пленок окислов ванадия в зонах кратерообразования. В интерметаллиде Ni3Al эффектов такого взаимодействия (образования фаз внедрения) не обнаружено.

4. Изучены закономерности формирования дефектной субструктуры в зоне генерируемых мощными ионными пучками механических напряжений. Обнаружено два способа их релаксации: 1 - путем зарождения и движения индивидуальных дислокаций с формированием областей их хаотического однородного распределения; 2-е участием коллективных мод пластического течения, приводящих к образованию зон локализации деформации. Показано, что в режимах облучения без газодинамического распыления поверхности (при плотности мощности Q

7 2 5-10 Вт/см ) основными источниками генерации дислокаций являются термические квазистатические напряжения, обеспечивающие в поверхностном слое уве

10 -2 личение плотности дислокаций до р » 8-10 см" , монотонно снижающейся до исходного значения р на глубине Ah « 10-^20 мкм. о <-)

5. В интерметаллиде Ni3Al двукратное (до 10 Вт/см") увеличение плотности мощности, во-первых, благодаря увеличению размеров области высоких температурных градиентов, в 2-3 раза увеличивает зону указанного выше повышения плотности хаотически распределенных дислокаций. Во-вторых, вследствие интенсивного распыления поверхностного слоя и формирования импульса отдачи, приводит к генерации дислокаций на фронте ударных волн и увеличению зоны модификации на всю (около 300 мкм) глубину облучаемых мишеней с одновременным повышением плотности дислокаций и в области высоких температурных градиентов. На основе выявленной в работе хорошей корреляции между плотностью дислокаций и величиной упрочнения на разном расстоянии от поверхности мишени сделан вывод, что субструктура хаотически распределенных дислокаций является важным фактором упрочнения подповерхностных слоев в процессе облучения.

6. Исследована тонкая структура и закономерности переориентации в зонах локализации деформации, формирующихся при облучении мощными ион

219 ными пучками. Выявлены основные структурные типы и проведена классификация этих зон. Рассмотрены их возможные дислокационно-дисклинационные модели. Развиты представления о коллективных дислокационно-дисклинационных модах пластической деформации в указанных выше зонах. Предполагается, что их реализация является результатом высокоскоростного характера механического воздействия в полях генерируемых мощными ионными пучками напряжений, определяющего низкую эффективность дислокационных (некоррелированным движением дислокаций) механизмов их релаксации и формирование концентраторов напряжений, наиболее эффективным способом релаксации которых являются коллективные (в полях высоких градиентов (моментов) напряжений - ротационные) моды деформации.

7. В зонах локализации деформации монокристаллов №3А1 впервые обнаружено новое структурное состояние с высокой неоднородной кривизной кристаллической решетки и ненулевыми значениями компонент ротора этой кривизны. Предложена модель этого состояния как структурного состояния с высокой континуальной плотностью дисклинаций. Предполагается, что реализация этого состояния в интерметаллиде №3А1 обусловлена наиболее эффективным подавлением дислокационной активности в результате совместного действия в этом материале двух факторов: ограниченного времени релаксации в высокоскоростных условиях механического воздействия и термически активируемого замозакрепле-ния и низкой подвижности дислокаций при повышенных температурах, характерных для зоны ионно-лучевой модификации.

8. Показано, что в сплаве на основе №3А1 в ходе интенсивной пластической деформации кручением под давлением образованию ультрамелкозернистых и на-нокристаллических структурных состояний предшествует разупорядочение сверхструктуры интерметаллида, формирование субструктур с высокой (до 70 град/мкм) кривизной кристаллической решетки и концентраторами напряжений на разных (микро-, мезо-, нано-) масштабных уровнях. Фрагментация кристаллической решетки с формированием указанных выше состояний развивается при этом путем коллективной дислокационно-дисклинационной релаксации концентраторов напряжений и включает следующие основные механизмы: 1 - формирование границ фрагментов (субмикрозерен) с высокой плотностью частичных

220 дисклинаций в результате релаксации микромоментов; 2 - образование полос локализации некристаллографических сдвигов и поворотов как целого мезообъе-мов размерами » 1 мкм в процессе релаксации мезоконцентраторов напряжений; 3 - образование нанокристаллической структуры в зонах интенсивных сдвигов и поворотов. Следствием характерной для деформации кручением анизотропии полей смещений на макроуровне (уровне образца в целом) является высокая анизотропия разориентировок, максимальных в формирующемся ультрамелкозернистом состоянии в направлении, нормальном оси кручения.

9. Результатом указанных выше закономерностей является высокая дефектность ультрамелкозернистых состояний, полученных методами интенсивной пластической деформации. При этом в объеме субмикрокристаллов формируется субструктура с высокой кривизной кристаллической решетки, а границы зерен являются границами с переменными векторами разориентации. Предложена дисклинационная модель дефектной субструктуры таких границ как границ с высокой плотностью непрерывно распределенных частичных дисклинаций одного знака. Показано, что указанные дефекты являются источниками не только значительных внутренних напряжений но и их высоких (до Е /10 мкм"1) градиентов (моментов). Установлено, что параметры указанной выше дефект ной субструктуры определяются эффективностью дислокационной (некоррелированным движением дислокаций) релаксации локальных внутренних напряжений. В сплаве №3А1 с низкой подвижностью индивидуальных дислокаций компоненты тензора кривизны кристаллической решетки достигают величины « 70 град/мкм, а максимальные значения градиентов векторов разориентации » 35 град/мкм. После рав-ноканального углового прессования никеля обе эти величины не превышают 20 град/мкм.

10. Проведен сравнительный анализ и обобщение особенностей характерных дефектных субструктур пластического течения в исследованных в работе различных материалах (№3А1, N1, V) и условиях активизации мезоуровня деформации. Установлено, что наиболее важной общей закономерностью эволюции дефектной субструктуры в зонах активизации мезоуровня пластического течения является локализация деформации с сочетанием сдвига и поворота решетки, формирование границ разориентации путем коллективного движения взаимосвя

221 занных дислокаций в субструктурах с высокой континуальной плотностью дефектов (дислокаций и дисклинаций), наличие высоких локальных внутренних напряжений (до ~ в/20) и их градиентов (моментов напряжений). Высказано предположение, что одним из перспективных направлений разработки механизмов локализации ротационной моды деформации является привлечение аппарата континуальной теории дефектов и создание дисклинационных моделей деформации, рассматривающих эволюцию этих дефектов в полях градиентов (моментов) напряжений, формирующихся в субструктурах с высокой, в том числе неоднородной (Ухх * 0) кривизной решетки.

222

1. Диденко А.Н., Лигачёв А.Е., Куракин И.Б. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. - М.: Энергоатомиздат, 1987. - 184 стр.

2. Веригин A.A., Крючков Ю.Ю., Погребняк А.Д. и др. Модификация структуры приповерхностного слоя вольфрама под действием мощного ионного пучка. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1988. - № 3. - С. 106-111.

3. Ремнёв Г.Е., Исаков И.Ф., Опекунов М.С., Матвиенко В.М. Источники мощных ионных пучков для практического применения. // Изв. Вузов. Физика. 1998. - № 4. -С. 92-111.223

4. Ремнев Г.Е., Иванов Ю.Ф., Опекунов М.С., Пузыревич А.Г. Дефектообразование в стали при однократном и периодическом воздействии мощных ионных пучков. // 11исьма в ЖТФ. 1995. - Т. 21. - Вып. 24. - С. 60-65.

5. Шулов В.А., Ремнев Г.Е., Кощеев В.А. Влияние ионно-лучевой обработки МИП на физико-химическое состояние поверхностных слоев и усталостную прочность сплава ЭП-18 ИД. // ФИХОМ. 1992. - № 6. - С. 29-35.

6. Погребняк А.Д., Ремнев Г.Е., Чистяков С.А., Лигачев А.Е. Модификация свойств металлов иод действием мощных ионных пучков.// Изв. Вузов. Физика. 1987. - № 1,-С. 52-65.

7. Крапошин B.C. Обработка поверхности металлических материалов лазерным излучением. // Поверхность. 1982. - № 3. - С. 3-12.

8. Wood R.F., Geist G.A. Modeling of non-equilibrium melting and solidification in laser-irradiated materials. // Phys. Rev. B. 1986. - V. 34. - № 4. - P. 2606-2620.

9. Шулов В.А. Модификация свойств жаропрочных сплавов непрерывными и импульсными ионными пучками. Автореф. дис. докт. физ-мат. наук. - Минск. -1994.-42 стр.

10. Ротштейн В.П. Модификация структуры и свойств металлических материалов интенсивными импульсными электронными пучками. // Дисс. докт. физ-мат. наук. -Томск. 1995. 387 с.

11. Gleiter Н. Nanostructured materials: state of art and perspectives. // NanoStruct. Mat. -1995. V.6. — P. 3-14.

12. Birringer R., Gleier H. Nanocrystalline aterials. // In Encyclopedia of Materials. Sci. and Engr. Suppl. 1, ed. R.W. Cahn, Pergamot Press, 1988. - P. 3-14.

13. Валиев P.3., Корзников А.В., Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой. // Физика металлов и металловедение. 1992. - Т.73. - № 4. - С. 373-384.

14. Кузнецов Р.И., Быков В.И., Чернышев В.П. и др. Пластическая деформация твердых тел под давлением. Свердловск: ИФМ УНЦ РАН. 1985. Препринт 4/85.

15. Жорин В.А., Шашкин Д.П., Еникопонян Н.С. Дробление кристаллов в процессе пластического течения при высоком давлении. // Доклады АН СССР. 1984. - Т. -278. С. 144-147.

16. Valiev R.Z. Approach to nanostructured solids through the studies of submicron grained polycrystals. //NanoStruct. Mat. 1995. - V.6. - P. 73-82.

17. Сегал B.M., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структу-рообразования металлов. Минск: Навука i тэхшка, 1974. - 116 с.

18. Valiev R.Z., Krasilnikov N.A., Tseney N.K. Plastic deformation of alloys with submi-cron-grained structure. // Mater. Sci. and Engr. 1991. - V. 137. - P. 35-40.

19. Сегал B.M. Методы исследования напряженно-деформированного состояния в процессах пластического деформирования. Дис. докт. тех. наук. Минск, 1974. 378 с.

20. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов. М.: Металлургия, 1984.-280 с.

21. Rupp J., Birringer R. Enhanced specific-heat-capacity (Cp) measurements (150^300 K) of nanometer-sized crystalline materials. // Phys. Rev. (B) 1987. V. 36 - № 11. - P. 7888-7891.225

22. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1989. 211 е., 32 с. ил.

23. Гончиков В.Ч., Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д. и др. Микроструктура полос переориентации в высокопрочных ниобиевых сплавах с ультрадисперсными частицами неметаллической фазы. // ФММ. 1987. - Т. 63. - Вып. 3. - С.598-603.

24. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Гончиков В.Ч., Олемской А.И. Закономерности формирования субструктуры в высокопрочных дисперсно-упрочненных сплавах. // Изв. вузов. Физика. 1991. -.Т. 34. - № 3. - С. 81-92.

25. Коротаев А. Д., Тюменцев А. Н., Пинжин Ю. П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов. Физическая мезомеханика. 1998. - Т. 1. - № 1. — С. 23-36.

26. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел. В сб.: Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. Новосибирск: Наука, 1995. - Т.1. - С. 7-49.

27. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 600 с.

28. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986.-224 с.

29. Иоффе А.Ф. Физика кристаллов. Л.: ГИЗ, 1929. 326 с.

30. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. Л.: Наука, 1986. -224 с.

31. Урусовская A.A. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моно- и поликристаллов. В кн.: Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960. С. 75-116.

32. Классен-Неклюдова М.В. Механическое двойникование кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960.

33. Бриллиантов H.A., Обреимов И.В. О пластической деформации каменной соли III. // ЖЭТФ. 1935. - Т.5. - Вып. 3-4. - С. 330-339. О пластической деформации IV. // ЖЭТФ. - 1937. - Т. 7. - Вып. 8. - С. 878-886.226

34. Степанов А.В. О причинах преждевременного разрыва. // Изв. АН СССР, сер. физ. 1937.-№4-5,-С.797-813.

35. Степанов А.В., Донской А.В. Новый механизм пластического деформирования кристаллов. // ЖТФ. 1954. - Вып. 24. - № 2. - С. 161-183.

36. Orowan Е. A type of plastic deformation new in metals. // Nature, 1942. V. 49. - № 3788. - P. 643-644.

37. Hess J., Barrett C. Structure and nature of kink-bands in zinc. // Trans. AIME. 1949. -V. 185.-P. 599-604.

38. Oilman J. Mechanism of ortho-kink-band formation in compressed zinc monocrystals. // J. Metals. 1954. - V. 6. - Sec. 2. - № 5. - P. 621-629.

39. Земцов А.Б., Классен-Неклюдова M.B., Урусовская A.A. О сложном проявлении пластической деформации монокристаллов. // Доклады АН СССР. 1953. - Т.91. -№4.-С. 813-816.

40. Классен-Неклюдова М.В., Урусовская А.А. Исследование строения полос сброса в кристаллах галогенидов таллия. // Кристаллография. 1956. - Т.1. - №5. - С. 564 -571.

41. Oilman J., Read Т. Bend plane phenomena in the deformation of zinc monocrystals. // J. Metals. 1953. - V.5. - №1. -P. 49-55.

42. Holden A., Kunz F. Dimension and orientation effects in the yielding of carburized iron sheet crystals. // Acta Met. 1953. V. 1. - № 5. - P. 495-502.

43. Jillson D. An experimental survey of the formation and annealing processes in zinc. // Trans. AIMME. 1950. -V. 188. P. 1009-1017.

44. Moore A. Accomodation kinking, associated with the twinning of zinc. // Proc. Phys. Soc. B. 1952. - V. 12. - P. 956-958.

45. Moore A. Twinning and accomodation kinking in zinc. // Acta Met. 1955. V. 3. - № 2. -P. 163-169.

46. Вергазов A.H., Лихачев B.A., Рыбин B.B. Характерные элементы дислокационной структуры в деформированном поликристаллическом молибдене. // Физика металлов и металловедение. 1976. -Т. 42. - Вып.1. - С. 144-154.

47. Бережкова Г.В., Перстнев П.П., Романов А.Е. и др. Влияние предварительной деформации при высокой температуре на пластические свойства кристаллов окиси магния. // ДАН СССР. 1979. - Т. 248. - № 5. - С. 1105-1108.227

48. Инденбом В.JI. Дислокационное описание простейших явлений пластической деформации. В кн.: Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. М.: Изд-во АН СССР, 1960.-С. 117-158.

49. Вергазов А.Н., Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю., Рубцов А.С. Большеугловые границы деформационного происхождения. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1985. -№ 1. - С. 5-31.

50. Вергазов А.Н., Лихачев В.А., Рыбин В.В. Исследование фрагментированной структуры, образующейся в молибдене при активной пластической деформации. // ФММ. 1976. - Т.42. - Вып. 6. - С. 1241-1246.

51. Рыбин В.В. Структурно-кинетические аспекты физики развитой пластической деформации. // Изв. вузов. Физика. 1991.- Т. 34. - № 3. - С. 7-22.

52. Лихачев В.А., Рыбин В.В. Дисклинационная структура деформированных кристаллов. // Вестник ЛГУ. 1976. - Вып. 1. - № 1. с. 90-96.

53. Лихачев В.А., Рыбин В.В. Дисклинационная модель пластической деформации и разрушения металлов. // Вестник ЛГУ. 1976. - Вып. 2. - № 7. - С. 103-108.

54. Лихачев В.А., Рыбин В.В. Роль пластической деформации в процессе разрушения кристаллических твердых тел. // Изв. АН СССР, сер. физ. 1973. - Т. 37. - № 11. - С. 2433-2438.

55. Luft A., Richter J., Schlaubitz К. et al. Work softening and microstructural instability of predeformated molybdenum, single crystals. // Mater. Sci. Eng. 1975. - V. 20. - № 2. -P.113-122.

56. Ritschel Ch., Luft A., Schulze D. On the change of dislocation structure during the postdeformation of cold worked molybdenum, single crystals at elevated temperature. // Kristall und Technik. 1978. - V. 13. - № 7. - P. 791-797.

57. Harren S.V., Deve H.E., Asaro R. Shear band formation in plane strain compression. // Acta met. 1988.- V. 36. - №9. - P. 2435-2480.

58. Bird J.E., Newman K.E., Narusimhan K., Carison .M. Heterogeneous initiation and growth of sample-scale shear bands during necking of Al-Mg sheet. // Acta met. 1987.-V. 35.-P. 2971-2982.

59. Embury .D., Korbel A., Raghunathan V.S. and Rys J. Shear band formation in cold rolled Cu-6%A1 single crystals. // Acta met. 1984,- V. 32,- №11,-p. 1883-1894.228

60. Huang J.C., Gray G.T. Microband formation in shock-loaded and quasi-statically deformed metals. // Acta met. 1989.- V. 37,- № 12.- P. 3335-3347.

61. Deve H., Harren S., McCullough C. and Asaro R. Micro- and macroscopic aspects of shear band formation in internally nitrided single crystals of Fe-Ti-Mn alloys. // Acta met. 1988,- V. 36,- № 2,- P. 341-365.

62. Hatherly M. and Malin A.S. Shear bands in deformed metals. // Scr. Met. 1984.- V. 18.-p. 449- 454.

63. Morii K. and Nakajama Y. Shear bands and microstructure of A1 single crystals during rolling. // Scr. Met. 1985,- V. 19,- P. 185-188.

64. Korbel A., Richert M. Formation of shear bands during cyclic deformation of aluminum. //Acta met. 1985,- V. 33,-№ 11.-P. 1971-1978.

65. Jasienski Z. and Piatkovski A. Shear bands formation in copper single crystals during plane strain compression. // Strength of Metals and Alloys. V. 1. (ICSMA8), 1988. - P. 367-372.

66. Richert M., Korbel A. The effect of alloying of the mechanical performance and substructure of aluminum at large strains. // Mater. Sci. Eng. A. 1997. - V. 234-236. - P. 908-911.

67. Li S., Gong В., Wang Z. On formation of deformation bands in fatigued copper single crystal with double slip. // Scr. Met. 1994,- V. 31.- № 12. - P. 1729-1734.

68. Родионов Д.П., Счастливцев B.M. Стальные монокристаллы. Екатеринбург: УрО РАН, 1996.-273 с.

69. Родионов Д.П., Счастливцев В.М., Хлебникова Ю.В. Кристаллографические особенности холодной пластической деформации закаленных псевдомонокристаллов конструкционных сталей // ФММ.- 1994. Т. 78. - Вып. 6. - С. 122-131.

70. Sharp J.V. Deformation of neutron-irradiated copper single crystals. // Phil. Mag. 1967. - V. 16.-№ 139.-P. 77-96.

71. Spitzig W.A. Deformation behavior of nitrogenated Fe-Ti-Mn and Fe-Ti single crystals. // Acta met. 1981,- V. 29. - P. 1359-1377.

72. Korbel A., Raghunathan V.S., Tierlink D. et al. A structural study of the influence of pressure on shear band formation. // Acta met. 1984.- V. 32. - № 4 - P. 511-519.

73. Bowden P.B. and Raha S. The formation if micro shear bands in polystyrene and polymethylmetacrylate. // Phil. Mag. 1970. - V. 22. - № 177. - P. 463-482.229

74. Anand L. Some experimental observations on localized shear bands in plane-strain. // Scr. Met. 1984,- V. 18. - P. 423-427.

75. Yeung W.Y., Duggan B.J. Texture and structure development in cross-rolled a-brass. // Acta met. 1986,- V. 34. - № 4.- P. 653-660.

76. Атрошенко C.A., Бейлина О.Я., Гладышев С.А. и др. О локализации деформации и разрушения при отколе. // Физика горения и взрыва. 1990. - № 3. - С. 65-71.

77. Козлов Е.А., Елькин В.М., Литвинов Б.В. и др. Особенности формирования и структура полос адиабатического сдвига в цирконии в сферических волнах напряжений. // Доклады РАН. 1998. - Т. 360. - № 3. - С. 340-343.

78. Козлов Е.А., Бродова И.Г., Башлыков Д.В. и др. Структура, фазовый состав и свойства Al-Hf сплава после воздействия на него сферическими ударно-изэнтропическими волнами. // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. 89. -№ 1.-С. 84-90.

79. Абакшин Е.В. Фазовые превращения и изменения структуры циркония при воздействии сферических ударных волн. // Физика металлов и металловедение. 1995. -Т.79. - Вып. 6-С. 113-126.

80. Ещенко Р.Н., Талуц F.E., Борычев А.Н. и др. Особенности деформации железони-кслевых сплавов при воздействии ударной волны. // Физика металлов и металловедение. 1990. - №. 7 - С. 168-176.

81. Timothy S.P. and Hutchings I.M. The structure of adiabatic shear bands in titanium alloy. // Acta met. 1985. - V. 33. - P. 667-676.

82. Konlhoff G.d., Malin A.S., Lucke K., Hatherly M. Microstructure and texture of rolled {112}<111> copper single crystals. //Acta met. 1988. - V. 36. - № 10. - P. 2841-2847.

83. Yeung W.Y., Duggan B.J. Shear band angles in-rolled FCC materials. // Acta met. -1987,- V. 35. № 2 -P. 511-548.

84. Анциферов П.Н., Засимчук Е.И. Динамическое разупрочнения и переориентация при холодной прокатке монокристаллов молибдена технической чистоты. // Металлофизика. 1989. - Т. 11. - № 6. - С. 60-65.230

85. Nuttal J., Nutting J. Structure and properties of heavily cold-worked fee metals and alloys. // Met. Sci. J. 1978. - V. 12. - № 9. - p. 430-437.

86. Mathur P.S., Backofen W.A. Mechanical contribution to the plane-strain deformation and recrystallization textures of alluminumkilled steel. // Met. Tras. 1973. - V. 4. - № 3. P. 643 - 656.

87. Morii K., Mecking H., Nakayama Y. Development of shear bands in f.c.c. single crystals. // Acta met. 1985. - V. 33. - № 3. - P. 379-386.

88. Donadille C., Valle R., Dervin P., Penelle R. Development of texture and microstructure during cold-rolling and annealing of F.C.C: alloys: example of an austenitic stainless steel. // Acta met. 1989.- V. 37. - № 6. - P. 1547-1571.

89. Chin G.J., Hosford W.S., Backofen W.A. Ductile fracture of aluminum. // Trans AIME. -1964. V. 230. - № 3. - P. 437-449.

90. Kim M.S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Orientation dependence of deformation and fracture behavior in Ni3(Al, Ti) single crystals at 973 K. // Acta met. 1988. - V. 36. - № 11. - P. 2967-2978.

91. Korbel A., Dobizanski F. and Richert M. Strain hardening of aluminum at high strains. // Acta met. 1983. - V. 31. - № 2. - P. 293-298.

92. Pierce D., Asaro R., Needleman A. Materials rate dependence and localized deformation in crystalline solids.//Acta met. 1983. - V. 31. - № 12. - P. 1951-1976.

93. Лариков Jl.H., Белякова M.H., Максименко E.A. Возврат и рекристаллизация в деформированных сжатием монокристаллах молибдена. // Металлофизика. 1981. -Т.З.-№ 1,-С. 101-103.

94. Белякова М.Н. Локализованный макроскопический сдвиг в сжатых кристаллах молибдена. // Физика металлов и металловедение. 1982. - Т. 54. - Вып. 5. - С. 10241027.

95. Nabarro F.R. Work hardening of face-centered cubic single crystals. // Strength of metals and alloys (ICSMA-7). L.: Pergamon Press. 1986. - V. 3. - P. 1667-1700.

96. Luft A., Brenner В., Ritschel Ch. HVEM investigation of the structure change during work softening of molybdenum. // Kristall und Technik. 1979. - V. 14. - № 11. - P. 1293-1297.

97. Malin A.S., Hatherly H. Microstructure of cold- rolled copper. // Met. Sci. J. 1979. - V. 13.-P. 463-472.231

98. Ridha A.A., and Hutchinson W.B. Recrystallization mechanisms and the origin of cube texture in copper. // Acta met. 1982. - V. 30. - P. 1929-1939.

99. Dillamore I.L., Roberts .G., Bush A.C. Occurrence of shear bands in heavily rolled cubic metals. // Met. Sci. J. 1979. - V. 13. - №1. - P. 463-472.

100. Reid C.N., Gilbert A. and Hahn G.T. Twinning, slip and catastrophic flow in niobium. // Acta met. 1966. - V. - 14. - № 8. - P. 975-983.

101. Pegel В., Schlaubitz K., Burck P. et al. On the localization of plastic deformation in bcc single crystals. // Scr. Met. 1980. - V. 13. - № 1. - P. 47-52.

102. Korbel A. and Malin P. Microscopic versus macroscopic aspect of shear band deformation. // Acta met. 1986. - V. 34. - № 10. - P. 1905-1909.

103. Смирнова H.A., Левит В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях. // Физика металлов и металловедение. 1986.-Т. 61.-Вып. 6.-С. 1170-1177.

104. Korbel A., Embury J.D., Hatherly М. et al. Microstructural aspect of strain localization in Al-Mg alloys. // Acta met. 1986. - V. - 34. - № 10. - p. 1999-2009.

105. Kim Y.W. and Bourell D.L. Microscopic shear localization in nickel. // Metal. Trans. A. -1988. V. 19A. - P. 2041-2048.

106. Asaro R.J. Geometrical effects inhomogeneous deformation of ductile single crystals. // Acta met. 1979. - V. - 27. - P. 445-453.

107. Pierce D., Asaro R., Needleman A. An analysis of nonuniform and localized deformation in ductile single crystals // Acta met. 1982. - V. 30. - № 6. - P. 1087-1119.

108. Hill R. and Hutchinson J.W. Bifurcation phenomena in the plane tension test. // Journal of Mechanics and Physics of Solids. 1975. V. 23. P. - 239-247.

109. Kurashige M. Shear-band bifurcation of an isotropic compressible hyperelastic solid. // Journal of Elasticity. 1983. - V. 13. - P. 243-256.

110. Onyewuenyi O.A. Microstructural aspects of flow localization and plastic instability. /7 Scr. Met. -1984. V. 18. - P. 445-458.

111. Константинова Т.Е. Мезоструктура деформированных сплавов. Изд. Дон. ФТИ НАН Украины, Донецк. 1997. 168 с.

112. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. Киев: Наук, думка, 1975. - 316 с.232

113. Каверина С.Н., Лизунов В.А., Минаков В.Н. и др. Структурные изменения при деформации сплавов молибдена. // Металлофизика. 1972. - Вып. 3. - С. 57-65.

114. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф. Дисперсные частицы в тугоплавких металлах. Киев: Наук, думка, 1978. -240 с.

115. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Иващенко Р.К. и др. Структура, текстура и механические свойства деформированных сплавов молибдена. Киев: Наук, думка, 1983. -232 с.

116. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации. // Изв. вузов. Физика. 1990. - № 2. - С.89-108.

117. Рубцов A.C., Рыбин В.В. Структурные особенности пластической деформации на стадии локализации течения. // Физика металлов и металловедение. 1977. - N. 44. -Вып. 3,- С. 611-622.

118. Нестерова Е.В., Рыбин В.В/ Механическое двойникование и фрагментация технически чистого титана на стадии развитой пластической деформации. // Физика металлов и металловедение. 1985. - Т.59. - Вып. 2. - С. 395 - 406.

119. Гончиков В.Ч., Вергазов А.Н., Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н. Особенности формирования субструктуры при прокатке высокопрочных ниобиевых сплавов. // Физика металлов и металловедение. 1987. - Т. 64.-Вып. 1.-С. 171-177.

120. Вергазов А.Н., Рыбин В.В. Структурные особенности образования микротрещин в молибдене. // ФММ. 1978. - Т. 46. - Вып. 2. - С. 371-383.

121. Рыбин В.В. Физическая модель явления потери механической устойчивости и образования шейки. // ФММ. 1977. - Т.44. - Вып. 3. - С.623-632.

122. Вергазов А.Н. Структурные и кристаллогеометрические закономерности развитой пластической деформации в моно- и поликристаллическом молибдене. Автореф дис. канд. физ-мат. наук. Ленинград. 1982. 24 с.

123. Лихачев В.А., Хайров Р.Ю. Введение в теорию дисклинаций. Л.: Изд-во ЛГУ., 1975. 183 с.

124. Де Вит Р. Континуальная теория дисклинаций. М.: Мир, 1977. 208 с.

125. Дисклинации. Экспериментальное исследование и теоретическое описание. Л. ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1982. 149 с.

126. Экспериментальное исследование и теоретическое описание дисклинаций. Л. ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1984. 222 с.233

127. Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций. Л. ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1986. -224 с.

128. Рыбин В.В., Жуковский И.М. Модель оборванной границы кручения в кристаллах. // Физика твердого тела. 1977. - Т. 19. - Вып. 8. - С. 1474-1480.

129. Romanov А.Е., Vladimirov V.I. Disclinations in solids. // Phys. Stat. Sol. 1983. - V. (a) 78. - P. 11-34.

130. Рыбин B.B., Зисман A.A., Золоторевский Н.Ю. Стыковые дисклинации в пластически деформируемых кристаллах. // Физика твердого тела. -1985. Т. 27. - Вып. 1. -С.181-186.

131. Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю. Пластические повороты решетки в деформируемых поликристаллах. // ФММ. 1984. - Т.57. - Вып. 2. - С. 380-390.

132. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций. М.: ИЛ, 1963. 247 с.

133. Жуковский И.М., Рыбин В.В. Природа пластических ротаций в деформируемых кристаллах. // Физика твердого тела. 1981. - Т. 23. - Вып. 2. - С.646-648.

134. Жуковский И.М., Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю. Теория пластических ротаций в деформируемых кристаллах. // ФММ. 1982. - Т.54. - Вып. 1. - С. 17-27.

135. Вакуленко А.А. О параметрах состояния и необратимой деформации среды с дис-клинациями. В кн. Де Вит Р. Континуальная теория дисклинаций. М.: Мир, 1977. - 208 с.

136. Новацкий В. Теория упругости. М.: Мир, 1975. 875 с.

137. Жуковский И.М., Рыбин В.В. Моментные напряжения в теории зарождения пластических ротаций. // ФММ. 1986. - Т.61. - Вып. 1. - С. 5-15.

138. McClintock F.A. Contribution of interface couples to the energies of dislocation. // Acta. Met. 1960.-V. 8.-P. 127-128.

139. Инденбом В.Л. Теория дефектов решетки. Теория дислокаций. В кн.: Физика кристаллов с дефектами. Т.1. Тбилиси: Изд. АН СССР, 1966. - С.5-106.

140. Золоторевский Н.Ю., Рыбин В.В. Деформация фрагментирующихся поликристаллов и текстурообразование. // ФММ. 1985. - Т. 59. - Вып. 3. - С. 440-449.

141. Рыбин В.В. Теория и моделирование на ЭВМ дефектных структур в кристаллах. Свердловск: АН СССР, 1966. С. 55-64.

142. Рыбин В.В., Перевезенцев В.Н. О природе структурной сверхпластичности. // Письма в ЖТФ. 1981. - Т. 7. - № 19. - С. 1203-1205.234

143. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984.-280 с.

144. Владимиров В.И., Романов А.Е. Движение диполя частичных дисклинаций при пластическом деформировании. // Физика твердого тела. 1978. - Т.20. - № 10. - С. 3114-3116.

145. Владимиров В.И., Романов А.Е. Модель движения диполя клиновых дисклинаций. Л.: ФТИ, 1978 (Препринт / ФТИ, № 593).

146. Тюменцев А.Н., Еончиков В.Ч., Коротаев А.Д. и др. Локализация пластического течения и механизм разрушения в высокопрочном ниобиевом сплаве со сверхмелкими частицами неметаллической фазы. // ФММ. 1989. - Т. 67. - Вып. 3. - С. 591600.

147. Тюменцев А.Н., Гончиков В.Ч., Олемской А.И., Коротаев А.Д. Коллективные эффекты в ансамбле дислокаций и вакансий при формировании полосы локализованной деформации. Томск, 1989. 40 с. (Препринт ТГУ № 5).

148. Тюменцев А.Н., Гончиков В.Ч., Коротаев А.Д. Механизм пластического течения в зонах концентрации напряжений высокопрочного сплава. В кн.: Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела. Ч. 1. Томск: Изд. ТГУ, 1990. -С. 163-168.

149. Гончиков В.Ч., Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д. О механизме переориентации кристаллической решетки в высокопрочном ниобиевом сплаве В кн. Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. Л.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1988. - С.90-102.

150. Котгрелл А.Х. Точечные дефекты и механические свойства металлов и сплавов при низких температурах. В кн.: Вакансии и точечные дефекты. М.: Металлургиздат, 1961.-С.7-53.

151. Дамаск А., Дике Дж. Точечные дефекты в металлах. М.: Мир, 1966. 292 с.

152. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985. 229 с.

153. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. Спектр сильновозбужденных состояний и вихревое механическое поле в деформируемом кристалле. // Изв. вузов. Физика. 1987. - № 1. -С.36-51.

154. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел. // Изв. вузов. Физика. 1998. - № 1. - С. 7-34.235

155. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. / Лихачев В.А., Панин В.Е., Засимчук Е.Э. и др. АН УССР. Ин-т металлофизики. Киев: Наук. думка, 1989. - 320 с.

156. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Хон Ю.А., Елсукова Т.Ф. Атом-вакансионные состояния в кристаллах. // Изв. вузов. Физика. 1982. - № 12. - С.5-28.

157. Егорушкин В.Е., Панин В.Е., Савушкин Е.В., Хон Ю.А. Сильновозбужденные состояния в кристаллах. // Изв. вузов. Физика. 1987. - № 1. - С. 9-33.

158. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. Неустойчивость ламинарного течения и вихревой характер пластической деформации. Изв. вузов. Физика. 1984. - № 1. - С. 61-67.

159. Чистяков С.А., Халиков C.B., Яловец А.П. Исследование формирования упруго-пластических волн в металлической мишени при воздействии потоков заряженных частиц. // Письма в ЖТФ. 1993. - Т. 63. - Вып. 1. - С. 31-40.

160. Кривобоков В.П., Пащенко О.В., Сапульская Е.А., Степанов Б.О. Эрозия кварца под действием мощных наносекундных ионных пучков. // Физика и химия обработки материалов. 1991. - № 6. - С.25-32.

161. Бойко В.И., Шаманин И.В., Юшицин К.В. Термоударное нагружение металла импульсным протонным пучком. // Физика и химия обработки материалов. 1992. -№1. - С.29-33.

162. Койшибаев Р.Г., Крючков Ю.Ю., Мамотген В.М. и др. Перемешивание тонких металлических структур Au/Cu и Cu/Мо под действием МИП. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1990. - № 11. - С. 135-142.

163. Ремнев Г.Е., Ночовная Н.А., Шулов В.А., Полякова И.Г., Рябчиков В.И., Кощеев

164. Панова Т.К. Структурно-фазовые превращения в (а+|3)-титановых сплавах ВТ-6 и ВТ-8 под действием мощного ионного пучка. Автореф. дис. канд. физ-мат наук. Томск, 1998.-20 с.

165. Pogrebnyak A.D., Sharkeev Yu.P., Makhmudov N.A. et al. The formation of a defect structure in a near surface a-Fe layer after high power ion beam exposure. // Phys. Stat. Sol. A 1991,-V. 123. -P.l 19-130.

166. Валиев P.3., Мулюков P.P., Овчинников B.B. и др. Физическая ширина межкри-сталлитных границ. // Металлофизика. 1990. - Т. 12. - № 5. - С. 124-126.

167. Siegal R.W., Fougere G.E. Mechanical properties of nanophase metals. // NanoStruct. Mat. 1995. - V. 6. - P. 205-216.

168. The observation of tensile superplasticity in nanocrystaline materials. // Proceeding of the 3-rd International Conference of Nanostructured Materials, Kona, Hawaii, July 8-12, 1996.237

169. Клоцман С.М. Диффузия в наиокристаллических материалах. // Физика металлов и металловедение. 1993. - т.75. - № 4. - с. 5-19.

170. Лариков Л.Н. Диффузионные процессы в наиокристаллических материалах (обзор). // Металлофизика и новейшие технологии. 1995. Т. 17. - №1. - С. 3-30.

171. Musalimov R.Sh., Valiev R.Z. Dilatometric analysis of aluminum alloys with submicro-metre grained structure. // Scr. Met. 1992 - V. 27. - P. 1685-1690.

172. Овчинников C.B. Фазово-структурные превращения в сплавах на основе никеля и молибдена при воздействии мощных ионных пучков. Дис. канд. физ-мат. наук. Томск, 1999.-233 с.

173. Тюменцев А.Н, Пинжин Ю.П., Тюменцева С.Ф. и др. Закономерности низкотемпературного внутреннего окисления сплавов на основе ванадия. // Металлофизика. -1989. Т.П. - №6. -С.21-27.

174. Гринберг Б. А., Сюткина В. И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. M : Металлургия, 1985. 167 с.

175. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. — М.: Мир, 1968.-574 с.

176. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 584 с.

177. Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. Киев: Наук, думка, 1985. 232 с.

178. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Третьяк М.В. и др. Особенности морфологии и дефектной субструктуры поверхностного слоя сплава NÍ3A1 после обработки мощ238ным ионным пучком. Физика металлов и металловедение. 2000. - 86. - Вып.1. - С. 54-61.

179. Ремнев Г.Е., Русин Ю.Г., Плотников С.В., Погребняк А.Д. Кратерообразование на поверхности металлов при мощном и импульсном воздействии. // Труды 2-ой Ме-ждунар. конф. по электронно-лучевым технологиям, ЭЛТ 88, Болгария. Варна. 1988. С. 629.

180. Погребняк А. Д., Шаркеев Ю. П., Махмудов Н. А. и др. Исследование структуры а-Fe, модифицированной в результате воздействия мощного ионного пучка. Поверхность. Физика, химия, механика. - 1993. - №1. - С. 93-102.

181. Физико-химические свойства окислов. Справочник. М.: Металлургия, 1978. 472с.

182. Конева Н.А., Козлов Э.В. Природа структурного упрочнения. Известия вузов. Физика. - 1982. - №8. - С. 3-14.

183. Полещенко К.Н., Николаев А.В., Вершинин Г.А. Термоактивируемые процессы в приповерхностных слоях сплава WC-Co при воздействии мощными ионными пучками. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1995. - № 11. - С. 85-90.

184. Диденко А.Н., Исаков И.Ф., Лапскер И.А., Лигачев А.Е., Ремнев Г.Е., Гимошников Ю.А. Формирование рельефа поверхности сплава Ni3Fe под действием мощного импульсного пучка ионов. // Письма в ЖТФ. 1987. - Т. 13. - №. 9. - С. 526-531.

185. Batrakov A.V., Markov А.В., Ozur G.E., Proskurovsky D.I., Rotshtein V.P. The effect of pulse electron-beam treatment of electrodes on vacuum breakdown. // IEEE Trans on Dielectrics and Electr. Insul. Apr. 1995. - № 2. - P. 237-242.

186. Vogel, P. Backlund. Application of electron and optical microscopy in studying laser-irradiated metal surfaces // Journal of Applied Physics. 1965. - V. 36. - № 12. - P. 3697-3702.239

187. Демчук A.B., Данилова Н.И., Лабунов В.А. Модификация морфологии поверхности кремниевых слоев под действием импульсного лазерного излучения наносекунд-ной длительности. // Поверхность: физика, химия, механика. 1998. - № 8. - С.84-88.

188. Чеченин Н.Г., Дитрих Т, Бурдель К.К. и др. Поверхностные структуры при импульсном лазерном воздействии на фосфид галлия. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1990. - № 10. - С. 76-81.

189. В.P. Wood, A.J. Perry, L.J. Bitteker, W.J. Waganaar. Cratering behavior in single- and poly-crystalline copper irradiated by an intense pulsed beam. Surface and Coatings Technology 108-109. 1998. - P. 171-176.

190. Геринг И.Г., Ковивчак B.C., Панова Т.К. Особенности структурно-фазового состояния поверхности титановых сплавов под действием мощного ионного пучка. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1995. - № 12. - С. 68-73.

191. Геринг И.Г., Ковивчак B.C., Панова Т.К. Изменение структурных состояний (a+ß) титановых сплавов под действием мощных ионных пучков. // ФИХОМ. 1996. - № 4. - С. 10-14.

192. Погребняк А.Д., Шулов В.А., Ремнев Г.Е. и др. Физико-химическое состояние поверхности сплава ВТ-18У после воздействия мощным ионным пучком. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1990. - № 12. - С. 79-84.

193. Конева H.A., Лычагин Д.В., Тришкина Л.И. Козлов Э.В. Накопление дефектов, запасённая упругая энергия и самоорганизация субструктуры. // Физические аспекты прогнозирования и разрушения гетерогенных материалов. Л.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе. - 1987.-86 с.

194. Мейерс М.А., Мурр Л.Е. Образование дефектов при деформации ударной волной. // в кн. "Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов". М,: Металлургия. - 1984. - 121 с.

195. Эпштейн Г.Н., Кайбышев О.Л. Высокоскоростная деформация и структура металлов. М.: Металлургия. 1971. - 197 с.

196. Свенсон Т. Образование дислокаций в чистом алюминии при квазистатическом и ударном нагружении. // в кн. "Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов". М.: Металлургия, 1984. - 164 с.

197. Мурр JI.E. Микроструктура и механические свойства металлов и сплавов после на-гружения ударными волнами. // в кн. "Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов". М.: Металлургия, 1984. - 202 с.

198. Pope D.P., Ezz S.S. Mechanical properties of Ni3Al and nickel-base alloys with high volume fraction of y'. International Metals Reviews. - 1984. - V.29. - № 3. - P. 136-167.

199. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. Под ред. М. А. Майерса, JI. Е. Мурра. М.: Металлургия. 1984. 510 с.

200. Gray G. Т., Sizek H.W. The structure/property response of Ni3Al, subjected to shock wave deformation. High temperature ordered intermetallic alloys. Proc. Fall Meeting material research society, Boston, 1990. 533 p.

201. Mahajan S., Williams D. H. Deformation twinning in metals and alloys. // Int. Met. Rev. 1973. - V. 18. - № 179. - P. 43-61

202. Боли Б., Уэйнер Дж. Теория температурных напряжений,- М.: Мир, 1964. 517 с.

203. Валяев А.Н., Погребняк А.Д., Лаврентьев В.И. и др. Влияние градиента давления ударной волны в a-Fe, облученном мощным ионным пучком, на появление максимума микротвердости на больших глубинах. // Письма в ЖТФ. 1998. - Т. 24. - № 3,-С. 47-53.

204. Бойко В.И., Валяев А.Н., Погребняк А.Д. Модификация металлических материалов импульсными мощными пучками частиц. // Успехи физических наук. 1999. Т. 169. - № 11. - С.1243-1271.

205. Pogrebniak A.D., Sakov I. F., Opekunov M.S. et al. Increased wear resistance and positron annihilation in Cu, exposed to high power ion beam. // Phys. Lett. 1987. - V. 123 A. - №8.-P. 410-412.

206. Третьяк M.B., Тюменцев A.H., Коротаев А.Д. и др. Особенности релаксации механических напряжений, генерируемых мощными ионными пучками в ванадиевом сплаве. // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. - 86. - Вып. 4.

207. Гуткин М.Ю., Микаелян К.Н., Овидько И.А. Линейное расщепление дисклинаций в поликристаллах и нанокристаллах. // Физика твердого тела. - 1995. - Т. 37. - №2. -С. 552-555.241

208. Тюменцев A.H., Третьяк M.B., Коротаев А.Д. и др. Субструктура с высокой плотностью дисклинаций в зонах активации мезоуровня деформации в условиях воздействия мощных ионных пучков. // Доклады РАН. 1999. - Т. 366. - №2. - С. 196198.

209. Лихачев В.А., Волков А.Е., Шудегов В.Е. Континуальная теория дефектов. Л.: Изд-во Ленингр. ун-та, 1986. - 232 с.

210. В. M. Быков, В. А. Лихачев, Ю. А. Никонов и др., Фрагментирование и динамическая рекристаллизация меди при больших и очень больших пластических деформациях. // Физика металлов и металловедение. 1978. - Т. 45. - Вып. 1. - С. 163169.

211. Кайбышев О. А., Валиев Р. 3. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987.- 216 с.